KR101158176B1 - Aluminum alloy plate - Google Patents

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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

본 발명의 과제는, 스트레쳐 스트레인 마크의 발생이 적어, 성형성이 우수한 Al-Mg계 합금판을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide an Al-Mg-based alloy plate having little generation of stretcher strain marks and excellent moldability.
미리 일정한 예비 변형이 부여된 후에 프레스 성형되는 Al-Mg계 알루미늄 합금판이며, Mg을 일정량 포함하고, 이 판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를 시차열 분석에 의해 측정하여 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로 하고, 엄격한 성형 조건에서의 프레스 성형 시의 스트레쳐 스트레인 마크의 발생을 억제한다.An Al-Mg-based aluminum alloy plate which is press-molded after a predetermined preliminary deformation is given in advance, and contains a certain amount of Mg, and a heating curve from a solid phase obtained by measuring a thermal change in the melting process of the plate by differential thermal analysis. The endothermic peak height between 100 and 150 ° C. is set to 28 kV / k or more, and generation of stretcher strain marks during press molding under strict molding conditions is suppressed.
알루미늄 합금판, 패러렐 밴드, 스트레쳐 스트레인, 프레스 성형, 시차열 분석 Aluminum alloy plate, parallel band, stretcher strain, press forming, differential thermal analysis

Description

알루미늄 합금판 {ALUMINUM ALLOY PLATE}Aluminum Alloy Plate {ALUMINUM ALLOY PLATE}
본 발명은, 알루미늄 합금판에 관한 것으로, 특히, 스트레쳐 스트레인(Stretcher Strain) 마크의 발생이 적어, 성형성이 우수한 Al-Mg계 알루미늄 합금판 및 알루미늄 합금판의 성형 방법에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이라 함은, 열간 압연판이나 냉간 압연판이며, 이들 압연이 종료된 상태(비조질)이거나, 어닐링 등의 조질된 알루미늄 합금판을 말한다. 또한, 이하, 알루미늄을 Al이라고도 한다.TECHNICAL FIELD This invention relates to an aluminum alloy plate. Specifically, It is related with the Al-Mg type aluminum alloy plate and the shaping | molding method of an aluminum alloy plate excellent in formability because there is little generation of a stretcher strain mark. The aluminum alloy sheet referred to in the present invention is a hot rolled sheet or a cold rolled sheet, and refers to a tempered aluminum alloy sheet such as annealing or a state in which these rolling is finished (non-crude). In addition, aluminum is also called Al below.
최근, 지구 환경 등으로의 배려의 관점으로부터, 자동차 등의 차량의 경량화의 사회적 요구는 점점 높아지고 있다. 이러한 요구에 대응하기 위해, 자동차 패널, 특히 후드, 도어, 루프 등의 대형 보디 패널(아우터 패널, 이너 패널)의 재료로서, 강판 등의 철강 재료 대신에, 알루미늄 재료의 적용이 검토되고 있다.In recent years, from the viewpoint of consideration to the global environment and the like, the social demands for the weight reduction of vehicles such as automobiles are increasing. In order to cope with such a demand, application of aluminum material is considered instead of steel materials, such as steel plate, as a material of automobile panels, especially large body panels (outer panel, inner panel), such as a hood, a door, and a roof.
Al-Mg계의 JIS5052 합금이나 JIS5182 합금 등의 5000계 알루미늄 합금판(이하, Al-Mg계 합금판이라고도 함)은 연성 및 강도에 우수하므로, 종래부터, 프레스 성형되는 이들 대형 보디 패널용의 소재로서 사용되고 있다.Since 5000-type aluminum alloy plates (hereinafter, also referred to as Al-Mg-based alloy plates), such as Al-Mg-based JIS5052 alloys and JIS5182 alloys, are excellent in ductility and strength, materials for large body panels which are conventionally press-molded It is used as.
그러나, 특허 문헌 1등에 개시되어 있는 바와 같이, Al-Mg계 합금에 대해 인 장 시험을 행하면, 응력-변형 곡선 상의 항복점 부근에서 항복 신장이 발생하는 경우가 있고, 또한 항복점을 넘은 비교적 높은 변형량(예를 들어, 인장 신장 2% 이상)에서 응력-변형 곡선에 톱니 형상 혹은 계단상의 세레이션(진동)이 발생하는 경우가 있다. 이들의 응력-변형 곡선 상의 현상은 실제의 프레스 성형 시에 있어서, 소위 스트레쳐 스트레인(이하 SS 마크라고 기재함)의 발생을 초래하여, 성형품인 상기 대형 보디 패널, 특히 외관이 중요한 아우터 패널에 있어서 큰 문제가 된다.However, as disclosed in Patent Document No. 1, when a tensile test is performed on an Al-Mg alloy, yield elongation may occur near the yield point on the stress-strain curve, and a relatively high amount of deformation beyond the yield point ( For example, serrated or stepped serrations (vibrations) may occur in the stress-strain curve at tensile elongation of 2% or more). This phenomenon on the stress-strain curve causes the generation of so-called stretch strain (hereinafter referred to as SS mark) during actual press molding, and thus in the large body panel as a molded article, especially in the outer panel where appearance is important. This is a big problem.
상기 SS 마크는, 공지와 같이, 변형량이 비교적 낮은 부위에서 발생하는 화염상과 같이 불규칙한 띠상 모양의 소위 랜덤 마크와, 변형량이 비교적 높은 부위에서 인장 방향에 대해 약 50°를 이루도록 발생하는 평행한 띠상 모양의 패러렐 밴드로 나뉜다. 전자의 랜덤 마크는 항복점 신장에 기인하고, 또한 후자의 패러렐 밴드는 응력-변형 곡선 상의 세레이션에 기인하는 것이 알려져 있다.The SS mark is, as is known, an irregular band-like so-called random mark, such as a flame phase occurring at a portion having a relatively low deformation amount, and a parallel band image occurring at a portion having a relatively high deformation amount at about 50 ° with respect to the tensile direction. It is divided into parallel parallel bands. It is known that the former random mark is due to yield point elongation and the latter parallel band is due to serrations on the stress-strain curve.
종래부터, Al-Mg계 합금에 있어서의 SS 마크를 해소하는 방법이 다양하게 제안되어 있다. 예를 들어, 통상, Al-Mg계 합금판의 결정립도가 미세할수록, SS 마크는 현저하게 관찰된다. 따라서 SS 마크의 해소를 위한 방법의 하나로서, 결정립을 어느 정도 조대하게 조정하는 방법이 종래부터 알려져 있다. 이 방법은 SS 마크 중에서도, 특히 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 저감에 유효하게 되어 있다.Conventionally, the method of eliminating the SS mark in Al-Mg type alloy is proposed variously. For example, in general, the finer the grain size of the Al-Mg alloy plate, the more marked the SS mark. Therefore, as one of the methods for eliminating the SS mark, a method of coarse adjustment of the crystal grains to some extent is known. This method is especially effective in reducing the random mark resulting from the above-mentioned yield elongation among SS marks.
단, 이와 같은 결정립의 조정 방법에서는, 결정립이 지나치게 조대해지면, 프레스 성형에 의해 표면에 거칠기가 발생하는 등의 다른 문제가 발생한다. 이와 같은 표면의 거칠기의 방지는 SS 마크의 발생 방지와 동시에 행하는 것이 실제로는 매우 곤란하다. 또한, 이 결정립의 조정 방법은, 치명적으로는 SS 마크 중에서도, 응력-변형 곡선 상의 세레이션에 기인하는, 상기 패러렐 밴드의 발생 방지에는 그다지 유효하지 않다.However, in such a method for adjusting the crystal grains, when the crystal grains become too coarse, other problems such as roughness occurring on the surface due to press molding occur. It is actually very difficult to prevent such roughness of the surface at the same time as preventing the occurrence of the SS mark. Moreover, this crystal grain adjustment method is not very effective in preventing generation | occurrence | production of the said parallel band resulting from the serration on a stress-strain curve, fatally among SS marks.
또한, SS 마크의 해소를 위한 종래의 방법으로서, Al-Mg계 합금판의 O재(연질재) 혹은 T4 처리재 등의 조질재에, 상기 대형 보디 패널로의 프레스 성형 전에, 미리 스킨패스 가공 혹은 레벨링 가공 등의 약간의 가공(예비 가공)에 의한 변형(예비 변형)을 부여해 두는 것이 알려져 있다. 이 방법은 SS 마크 중에서도, 특히 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 저감에 유효하게 되어 있다. 상기 예비 가공에 의해, 미리 많은 변형띠를 형성해 두면, Al-Mg계 합금판의 프레스 성형 시에, 이들 다수의 변형띠가 항복의 기점으로서 기능한다. 이로 인해, 항복 시에 있어서의 급격하고 또한 불균일한 변형이 발생하지 않게 된다. 즉, 이들 급격하고 또한 불균일한 변형에 의한 항복 신장이 발생하지 않게 되어, 랜덤 마크도 억제된다.In addition, as a conventional method for eliminating the SS mark, skin pass processing is performed in advance on press materials of the large-size body panel to a rough material such as O material (soft material) or T4 treatment material of an Al-Mg alloy plate. Or it is known to provide deformation (preliminary deformation) by some processing (preliminary processing), such as a leveling process. This method is especially effective in reducing the random mark resulting from the above-mentioned yield elongation among SS marks. If a large number of strain bands are formed in advance by the preliminary processing, many of these strain bands function as a starting point for yielding during press molding of an Al-Mg alloy plate. As a result, a sudden and uneven deformation at the time of yielding does not occur. In other words, the yield elongation due to these abrupt and uneven deformations does not occur, and the random mark is also suppressed.
일반적으로 Al-Mg계 합금 중에서는, Mg이 코트렐 분위기를 형성하여 전위를 고착하고 있으므로, 프레스 성형 시에 항복을 발생시키기 위해서는, 여분의 응력을 필요로 한다. 이에 대해, 프레스 성형 시에, 일단 어느 부위에서 항복이 개시되면, 응력의 증가를 수반하지 않아도, 그 부위로부터 눈사태(avalanche)적으로 변형이 전파되고, 그 결과, Al-Mg계 합금판 내에서 불균일한 변형이 급격하게 발생하게 된다. 이와 같이 응력의 증가를 수반하지 않고, 변형이 급격하게 진행되므로, 응력-변형 곡선 상에서 항복 신장이 나타나고, 또한 그 급격한 변형이 불균일하므로, 프레스 성형 시에는 화염상 등의 랜덤 마크가 발생하게 된다.In general, in the Al-Mg-based alloy, Mg forms a Cottrell atmosphere to fix the dislocation, so that extra stress is required in order to generate yield during press molding. On the other hand, once yielding is started at a site during press molding, deformation is propagated avalanchely from the site without involving an increase in stress, and as a result, in the Al-Mg alloy plate. Uneven deformation occurs suddenly. Thus, since deformation progresses abruptly without an increase in stress, yield elongation appears on the stress-strain curve, and the sudden deformation is nonuniform, causing random marks such as flame phases during press molding.
단, 이와 같은 예비 가공을 부여함으로써 항복 신장의 발생을 억제하여, SS 마크, 특히 랜덤 마크의 발생을 방지하는 방법에서도, 응력-변형 곡선 상의 세레이션에 기인하는, 상기 패러렐 밴드의 발생 방지에는 한계가 있다. 즉, 예비 가공의 가공도가 지나치게 높아진 경우에는, 이 예비 가공을 행한 Al-Mg계 합금판의 인장 시험을 행하면, 충분히 강성이 큰 시험기를 사용한 경우라도, 응력-변형 곡선 상에서 변형 피치가 긴 계단상의 세레이션이 발생하기 쉬워진다. 이와 같은 세레이션은 실제의 프레스 성형 시에 있어서도, 폭이 넓은 명료한 패러렐 밴드의 발생으로 연결되기 쉬우므로, 상기 예비 가공의 가공도에는 자연히 제약이 있다.However, the provision of such preliminary processing prevents the occurrence of the yield elongation, and also prevents the occurrence of the parallel band due to the serration on the stress-strain curve, even in the method of preventing the occurrence of the SS mark, especially the random mark. There is. In other words, when the workability of the preliminary work is too high, when the tensile test of the Al-Mg alloy plate subjected to the preliminary work is carried out, even if a tester with sufficiently high rigidity is used, a step with a long deformation pitch on the stress-strain curve is used. It is easy to generate serrations of the image. Such serrations are likely to be connected to the generation of a wide and clear parallel band even at the time of actual press molding, so that the degree of workability of the preliminary processing is naturally limited.
그러나, 가공도가 작은 예비 가공에서도 어느 정도는 항복 신장을 억제할 수 있지만, 반대로, 안정적이고 확실하게 랜덤 마크의 쪽의 발생을 방지할 수 없게 된다. 원래 랜덤 마크가 발생하기 쉬운 결정립의 미세한 Al-Mg계 합금판의 경우에는, 저가공도의 예비 가공에서는 랜덤 마크가 현저하게 발생해 버린다. 또한, 저가공도의 예비 가공에서는 판 내의 장소에 의한 원판의 두께의 약간의 변동이 가공도의 편차에 큰 영향을 미치게 되어, 랜덤 마크의 발생을 안정적이고 확실하게 방지할 수 없는 하나의 원인이 된다. 따라서, 예비 가공을 부여하는 방법에서는, 응력-변형 곡선 상의 세레이션에 기인하는 상기 패러렐 밴드의 발생 방지와, 상기 랜덤 마크 발생 방지의 최적 가공도가 상반되므로, 이들 양자를 동시에 방지할 수 없다.However, even in preliminary processing with a small workability, yield elongation can be suppressed to some extent. On the contrary, it is impossible to stably and reliably prevent occurrence of random marks. In the case of a fine Al-Mg-based alloy plate of crystal grains, which are likely to generate random marks, random marks are remarkably generated in preliminary processing with low porosity. In addition, in the preliminary machining of low-cost processing, slight variation in the thickness of the original plate due to the place in the plate has a great influence on the variation in the machining degree, which is one cause of the inability to stably and reliably prevent the occurrence of random marks. . Therefore, in the method of providing preliminary processing, since the optimum workability of the parallel band generation and the random mark generation prevention due to the serration on the stress-strain curve are in opposition, both of them cannot be prevented at the same time.
또한, SS 마크 중 패러렐 밴드에 관하여, 예를 들어 기계식 프레스에 의한 금형 성형 시 등, 프레스 성형 시에 있어서의 변형 속도가 빠른 경우에는, 성형 속도에 유의하면 패러렐 밴드의 발생이 적어지는 것이 종래부터 알려져 있다. 그러나, 성형 속도가 보다 작은 유압 프레스기 등에 의한 성형에서는, 특히 전술한 바와 같은 변형 피치가 큰 계단상 세레이션이 발생하는 Al-Mg계 합금 판재료에서는, 폭이 넓은 명료한 패러렐 밴드의 발생을 면할 수 없었다.In addition, when the deformation rate at the time of press molding is high with respect to the parallel band among the SS marks, for example, when forming a mold by a mechanical press, it is conventionally known that the generation of parallel bands is reduced when the molding speed is noted. Known. However, in molding by a hydraulic press which has a smaller molding speed, the Al-Mg alloy sheet material, in which stepped serrations with a large deformation pitch as described above, occur, in particular, avoids the generation of a wide and clear parallel band. Could not.
이에 대해, 상기한 특허 문헌 1에서는, 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 발생과 함께, 상기 응력-변형 곡선 상에서의 계단상의 폭이 넓은 세레이션에 관련되는 광폭의 패러렐 밴드의 발생도 억제한, 스트레쳐 스트레인 마크의 발생이 적은 Al-Mg계 합금판이 제안되어 있다. 구체적으로는, Al-Mg계 합금의 압연판에, 급속 냉각을 수반하는 특정 조건에서의 용체화 처리ㆍ켄칭을 실시하고, 그 후 특정 조건에서의 예비 가공으로서의 냉간 가공을 행하고, 또한 특정 조건에서의 최종 어닐링을 실시한다. 그리고, 평균 결정립경이 55㎛ 이하이고 또한 150㎛ 이상인 조대 결정립이 실질적으로 존재하지 않는 최종판을 얻는 것이다.On the other hand, in the said patent document 1, in addition to generation | occurrence | production of the random mark resulting from the said yield elongation, generation | occurrence | production of the wide parallel band which concerns on the wide serration on the step on the said stress-strain curve is suppressed, An Al-Mg type alloy plate with little generation | occurrence | production of a stretcher strain mark is proposed. Specifically, the rolled sheet of Al-Mg alloy is subjected to solution treatment and quenching under specific conditions with rapid cooling, and then cold working as preliminary processing under specific conditions, and further under specific conditions. Final annealing is performed. And the final board | substrate with which the coarse crystal grain whose average crystal grain diameter is 55 micrometers or less and 150 micrometers or more substantially does not exist is obtained.
상기 급속 냉각을 수반하는 용체화 처리ㆍ켄칭(T4 처리)에서는, Al-Mg계 합금판의 강도와 성형성의 밸런스를 뱃치 어닐링재보다도 우수하게 하고, 또한 켄칭 시에 도입되는 구멍의 작용에 의해, SS 마크의 발생을 적게 한다. 계속해서, 예비 가공으로서의 냉간 가공에서는, Al-Mg계 합금판의 내력치가 30 내지 75N/㎟ 상승하도록 행하여, 특히 랜덤 마크를 해소한다. 이 예비 가공에서, 항복 신장의 발생에 의해 랜덤 마크가 발생하기 쉬운 미세한 결정립의 재료(평균 결정립경이 25 내지 30㎛)의 경우라도, 항복 신장을 억제하여 랜덤 마크를 해소하는 것이 가능해진다. 그리고, 또한, 상기 용체화 처리 온도보다도 30℃ 이상 낮은 온도로 급속 가열하여, 급속 냉각하는 최종 어닐링을 실시함으로써, 예비 가공에 의한 항복 신장 억제의 효과는 유지하면서, 예비 가공에 의해 저하된 연성, 성형성의 회복을 도모하고, 또한 예비 가공에서 발생한 계단상 세레이션을 저감시키는 것이다.In the solution treatment and quenching (T4 treatment) with rapid cooling, the balance between the strength and formability of the Al-Mg alloy sheet is better than that of the batch annealing material, and the action of the holes introduced during the quenching, Reduce the occurrence of the SS mark. Subsequently, in cold working as a preliminary work, the strength value of the Al-Mg-based alloy plate is increased to 30 to 75 N / mm 2, and the random mark is removed in particular. In this preliminary processing, even in the case of a material of fine grains (average grain size of 25 to 30 µm) in which random marks are easily generated by the generation of yield elongation, it is possible to suppress the yield elongation and eliminate the random marks. Further, by performing rapid annealing at a temperature lower by 30 ° C or more than the solution treatment temperature and performing a rapid cooling, the ductility lowered by the preliminary processing while maintaining the effect of suppressing the yield elongation due to the preliminary processing, This is intended to recover formability and to reduce stepped serrations generated during preliminary processing.
또한, Al-Mg계 합금판에 있어서, 판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를 시차열 분석(DSC)에 의해 측정하여 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선의 50 내지 100℃ 사이의 흡열 피크 높이에 의해, 프레스 성형성 향상의 지표로 하는 것도 공지이다. 예를 들어, 특허 문헌 2에서는, 쌍롤식 연속 주조에 의해 제조된, Mg이 8질량%를 초과하는 고Mg의 Al-Mg계 합금판에 있어서, 상기 흡열 피크 높이를 50.0㎼ 이상으로 하여, 프레스 성형성을 향상시키고 있다.In addition, in the Al-Mg-based alloy plate, the endothermic peak height between 50 and 100 ° C. of the heating curve from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process of the plate by differential thermal analysis (DSC), It is also known to set it as an index of the press formability improvement. For example, in patent document 2, in the high Mg Al-Mg type alloy plate which Mg manufactured by twin roll continuous casting exceeds 8 mass%, the endothermic peak height is 50.0 kPa or more, and it presses The moldability is improved.
이는, 상기 DSC의 50 내지 100℃ 사이의 흡열 피크 높이가, Al-Mg계 합금판 조직 중 β상이라고 불리는 Al-Mg계 금속간 화합물의 존재 형태(고용, 석출 상태의 안정성)를 나타내고 있는 것을 근거로 하고 있다. 그리고, 실온에 있어서의 Al-Mg계 금속간 화합물의 석출 상태가 안정될수록, 상기 고Mg의 Al-Mg계 합금판의 강도-연성 밸런스가 낮아져, 프레스 성형성이 저하된다고 한다. 한편, 실온에 있어서의 Al-Mg계 금속간 화합물의 석출 상태가 준안정(불안정)일수록, 상기 고Mg의 Al-Mg계 합금판의 강도-연성 밸런스가 높아져, 프레스 성형성이 향상된다고 한다.This indicates that the endothermic peak height between 50 and 100 ° C. of the DSC indicates the presence form of the Al-Mg-based intermetallic compound called β-phase in the Al-Mg-based alloy plate structure (stable in solid state and precipitated state). Is based. And as the precipitation state of the Al-Mg system intermetallic compound at room temperature stabilizes, the strength-ductility balance of the said high Mg Al-Mg system alloy plate will become low, and press formability is said to fall. On the other hand, as the precipitation state of the Al-Mg-based intermetallic compound at room temperature is metastable (unstable), the strength-ductility balance of the high Mg Al-Mg-based alloy sheet is increased, and press formability is improved.
상기 DSC의 50 내지 100℃ 사이의 흡열 피크 높이는 Al-Mg계 금속간 화합물 석출물의 재고용량을 나타내고, 이 흡열 피크 높이가 높을수록, Al-Mg계 금속간 화합물 석출물은 보다 저온에서 재고용되기 쉬워, 재고용량이 많아진다. 그리고, 이 재고용량이 많을수록, 실온에 있어서의 (프레스 성형되는)판의 Al-Mg계 금속간 화합물의 석출 상태가 안정이 아니라, 준안정인 것을 의미하고 있다.The endothermic peak height between 50 and 100 ° C. of the DSC indicates the stock capacity of the Al-Mg-based intermetallic compound precipitate, and the higher the endothermic peak height, the easier the Al-Mg-based intermetallic compound precipitate to be re-used at a lower temperature. Inventory capacity increases. And the larger this stock capacity is, the more stable the meta-stable state of the Al-Mg based intermetallic compound of the (press-molded) plate at room temperature is not stable.
Al-Mg계 금속간 화합물은 나노 레벨 이하의 크기로, 10만배 정도의 투과형 전자 현미경(FE-TEM)에서도 식별이 어렵다. 또한, 상기한 안정과 준안정이라는 Al-Mg계 금속간 화합물의 존재 상태도, 통상의 고용, 석출 상태를 문제로 하는 조직 판별과는, 또 다른 관점이고, TEM 등의 마이크로 조직 관찰에서는 판별할 수 없다. 따라서, 특허 문헌 2는 이들 마이크로 조직 관찰에서는 판별이나 식별할 수 없는, Al-Mg계 금속간 화합물의 프레스 성형성에 대한 거동을, 상기 DSC에 의한 흡열 피크 높이에서 정량적으로 파악한 점에서 의미가 있다고 할 수 있다.Al-Mg-based intermetallic compounds are nanoscale or less, and are difficult to identify even in a transmission electron microscope (FE-TEM) of about 100,000 times. In addition, the presence state of the Al-Mg-based intermetallic compounds, such as the above-mentioned stable and metastable, is also another point of view from the tissue discrimination which is a matter of ordinary solid solution and precipitation state. Can't. Therefore, Patent Document 2 is meaningful in that the behavior of the press formability of the Al-Mg-based intermetallic compound, which cannot be discriminated or identified in these microstructure observations, is quantitatively understood from the endothermic peak height by DSC. Can be.
[특허 문헌 1] 일본 특허 출원 공개 평7-224364호 공보[Patent Document 1] Japanese Patent Application Laid-open No. Hei 7-224364
[특허 문헌 2] 일본 특허 출원 공개 제2006-249480호 공보[Patent Document 2] Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-249480
그러나, 특허 문헌 1에서는 계단상의 세레이션을 경미하게 할 수 있을 뿐이고(특허 문헌 1의 실시예의 계단상 세레이션 평가의 설명으로부터), 그로 인해 스트레쳐 스트레인 마크의 하나인 패러렐 밴드는 완전하게는 억제할 수 없다. 이에 대해, 최근의 상기 대형 보디 패널, 특히 외관이 중요한 아우터 패널에서는 표면 성상의 요구 레벨이 더욱 엄격해지고 있고, 이들 특허문헌 1, 2에서는 스트레쳐 스트레인 마크의 발생의 억제책으로서는 불충분하게 되어 있다.However, Patent Document 1 only makes it possible to make the stepped serrations slightly (from the description of the stepped serration evaluation of the embodiment of Patent Document 1), whereby the parallel band which is one of the stretcher strain marks is completely suppressed. Can not. On the other hand, in the said large-size body panel of recent years, especially the outer panel whose appearance is important, the required level of surface property becomes more stringent, and these patent documents 1 and 2 become insufficient as a suppression measure of generation | occurrence | production of a stretcher strain mark.
이와 같은 과제를 감안하여, 본 발명의 목적은 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 발생과 함께, 패러렐 밴드의 발생을 동시에 억제할 수 있는, SS 마크를 억제하여 성형성이 우수한 Al-Mg계 알루미늄 합금판을 제공하는 것이다.In view of such a problem, an object of the present invention is Al-Mg-based aluminum excellent in formability by suppressing the SS mark, which can simultaneously suppress the occurrence of the parallel band and the generation of the random mark due to the yield extension. It is to provide an alloy plate.
이 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 성형성이 우수한 알루미늄 합금판의 요지는, Al-Mg계 알루미늄 합금판이며, Mg : 1.5 내지 7.0질량%를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 이 판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를 시차열 분석에 의해 측정하여 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 이상인 것으로 한다.In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy plate excellent in formability of the present invention is an Al-Mg-based aluminum alloy plate, containing Mg: 1.5 to 7.0 mass%, the remainder being made of Al and unavoidable impurities. It is assumed that the endothermic peak height between 100 and 150 ° C. of the heating curve from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process of the plate by differential thermal analysis is 28 kV / kPa or more.
여기서, 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금판이 Zn : 1.0 내지 4.0질량%를 더 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금판이 Fe : 1.0질량% 이하, Si : 0.5질량% 이하, Mn : 1.0질량% 이하, Cr : 0.3질량% 이하, Zr : 0.3 질량% 이하, V : 0.3질량% 이하, Ti : 0.1질량% 이하, Cu : 1.0질량% 이하, B : 0.01질량% 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 허용한다. 또한, 상기 알루미늄 합금판이 자동차 아우터 패널용인 것이 바람직하다.Here, it is preferable that the said Al-Mg type aluminum alloy plate contains Zn: 1.0-4.0 mass% further. Moreover, the said Al-Mg type aluminum alloy plate is Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Mn: 1.0 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% Hereinafter, it is allowed to further contain 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, and B: 0.01 mass% or less. Moreover, it is preferable that the said aluminum alloy plate is for automobile outer panels.
또한, 상기 알루미늄 합금판의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형이 8% 이상인 것이 바람직하다.Moreover, it is preferable that the critical strain of the serration generation on the stress-strain curve of the said aluminum alloy plate is 8% or more.
본 발명에서는, Al과 Mg에 의해 형성되는 클러스터(초미세 금속간 화합물)를 일정량 존재시켜, 상기 Al-Mg계 합금판의 인장 시험에 있어서의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형량(한계 변형량)을 보다 높게 한다. 또한, Zn 등의 제3 원소의 함유나 첨가에 의해 그 클러스터 형성량을 증대시켜, 한계 변형량 증대 효과를 보다 한층 높일 수 있다. 이에 의해, 상기 응력-변형 곡선 상의 세레이션을 억제한다. 그리고, 이것에 기인하는 상기 패러렐 밴드를 억제하고, 스트레쳐 스트레인 마크의 발생을 충분히 억제한다.In the present invention, there is a certain amount of a cluster (ultra-intermetallic compound) formed of Al and Mg, and the critical deformation amount (limit) of the generation of serration on the stress-strain curve in the tensile test of the Al-Mg alloy plate. Strain amount) is made higher. Moreover, the cluster formation amount can be increased by containing and addition of 3rd elements, such as Zn, and the limit deformation increase effect can be heightened further. This suppresses serrations on the stress-strain curves. And the said parallel band resulting from this is suppressed, and generation | occurrence | production of a stretcher strain mark is fully suppressed.
또한, 본 발명에서는 항복 신장의 발생 억제에 의한 랜덤 마크의 발생 방지는, 종래와 같이 상기 예비 변형(예비 가공)을 부여함으로써 행한다. 이들에 의해, 본 발명에서는 상기 변형량이 비교적 낮은 부위에서 발생하는 랜덤 마크와, 상기 변형량이 비교적 높은 부위에서 발생하는 패러렐 밴드의 양쪽의 스트레쳐 스트레인 마크(이하 SS 마크라고도 함)의 발생을 충분히 억제한다.In addition, in this invention, generation | occurrence | production prevention of the random mark by suppressing generation | occurrence | production of yield elongation is performed by giving the said preliminary deformation (preliminary processing) as before. By these, in this invention, generation | occurrence | production of the stretch mark of both the random marks which generate | occur | produces in the site | part where the said deformation amount is comparatively low, and the parallel band which generate | occur | produces in the site where said deformation amount is comparatively high (henceforth SS mark) is fully suppressed. do.
이하에, 본 발명의 실시 형태에 대해, 각 요건마다 구체적으로 설명한다.EMBODIMENT OF THE INVENTION Below, embodiment of this invention is described concretely for every requirement.
(조직)(group)
본 발명에서는, Al-Mg계 합금판의 조직을, 도 1에 도시하는, 이 판을 시차열 분석(DSC)하여 얻어진, 고상으로부터의 가열 곡선(이하, DSC 가열 곡선이라고도 함)의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이에 의해 규정한다. 본 발명은 이 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 높게 하면, 상기 Al-Mg계 합금판의 인장 시험에 있어서의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형량(한계 변형량)을 보다 높게 할 수 있다는 지식에 기초한다.In the present invention, the structure of the Al-Mg-based alloy plate shown in Fig. 1, 100 to 150 of the heating curve from the solid phase (hereinafter also referred to as DSC heating curve) obtained by differential thermal analysis (DSC) of the plate. It is prescribed by the endothermic peak height between ° C. When the endothermic peak height between 100-150 degreeC of this DSC heating curve is made high, the critical deformation amount (limit deformation amount) of the serration generation on the stress-strain curve in the tension test of the said Al-Mg type alloy plate is made. It is based on the knowledge that it can be higher.
도 1에서는 Al-6질량% Mg 합금이며, 통상 조건으로 제작한 비교예(점선), Zn 3질량%를 포함하고, 최종 어닐링 후에 100℃에서 시효 처리하고 있지 않은 발명예(가는 실선), Zn 3질량%를 포함하여 최종 어닐링 후에 100℃에서 시효 처리하고 있는 발명예(굵은 실선)의 3종류의 판의 DSC 가열 곡선을 측정하고 있다. 여기서, 도 1에 있어서, 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이라 함은, 100 내지 150℃의 사이에서 하방으로 오목(하방을 향해 볼록한 곡선)하게 되어 있는, DSC 가열 곡선의, 기준선 0.00으로부터의 높이(깊이)이다. 또한, 이때 측정에 사용한 샘플의 형상은 두께가 1.0㎜이고 직경 3㎜인 원반 형상(체적 : 7.07㎣)이다.In FIG. 1, it is Al-6 mass% Mg alloy, the comparative example (dotted line) produced on normal conditions, Zn 3 mass%, and the invention example (fine solid line) and Zn which are not aged at 100 degreeC after final annealing, are Zn. DSC heating curves of three types of plates of the invention example (thick solid line) are aged at 100 ° C after final annealing, including 3% by mass, are measured. Here, in FIG. 1, the endothermic peak height between 100 and 150 ° C is from the baseline 0.00 of the DSC heating curve of the DSC heating curve, which is concave downward (convex downward) between 100 and 150 ° C. Height (depth). In addition, the shape of the sample used for the measurement at this time is disk shape (volume: 7.07 mm <3>) whose thickness is 1.0 mm and a diameter is 3 mm.
이 중, 도 1의 발명예와 같이, Al-Mg계 합금판의 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를, 이 실험에 있어서 사용한 샘플 체적에 있어서는 200㎼ 이상(즉, 단위 체적당에서는 28㎼/㎣ 이상)으로 높게 하면, 상기 Al-Mg계 합금판의 인장 시험에 있어서의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형량 (εc)(한계 변형량)을 8% 이상, 보다 바람직하게는 10% 이상으로 높일 수 있다.Among these, as in the invention example of FIG. 1, the endothermic peak height between 100 and 150 ° C. of the DSC heating curve of the Al-Mg alloy plate is 200 kPa or more (that is, the unit sieve) in the sample volume used in this experiment. When suitably set to 28 mV / mV or more), the critical strain amount εc (limit strain amount) of the serration occurrence on the stress-strain curve in the tensile test of the Al-Mg alloy plate is 8% or more, more preferably. It can be raised to 10% or more.
도 2에 상기 도 1, Zn 3질량%를 포함하지만 최종 어닐링 후에 100℃에서 시효 처리하고 있지 않은 발명예, 도 3에 상기 도 1, 통상 조건으로 제작한 비교예의, Al-Mg계 합금판의 인장 시험에 있어서의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생 상태를 각각 도시한다. 도 2와 같이, Al-Mg계 합금판의 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로 높게 한 상기 발명예는, 세레이션을 억제할 수 있고, 이것에 기인하는 상기 패러렐 밴드를 억제하고, 스트레쳐 스트레인 마크의 발생을 충분히 억제할 수 있다.Inventive example which contains 3 mass% of said FIG. 1, Zn in FIG. 2, but is not aging-processed at 100 degreeC after final annealing, and the Al-Mg type alloy plate of the comparative example produced by the said FIG. The serration occurrence states on the stress-strain curves in the tensile test are respectively shown. As shown in Fig. 2, the above-described invention in which the endothermic peak height between 100 and 150 DEG C of the DSC heating curve of the Al-Mg alloy sheet is increased to 28 mW / kV or more can suppress serration, which is attributable to this. The parallel band to be suppressed can be suppressed, and generation of a stretcher strain mark can be sufficiently suppressed.
이에 대해, 도 3과 같이, 비교예[상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 미만, 상기 세레이션 발생의 임계 변형량(εc)은 3%]에서는 세레이션을 억제할 수 없고, 이것에 기인하는 상기 패러렐 밴드를 억제하고, 스트레쳐 스트레인 마크의 발생을 충분히 억제할 수 없다.On the other hand, as shown in Fig. 3, in the comparative example (the endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve is less than 28 dB / kV, the critical strain amount εc of the serration occurrence is 3%). It cannot suppress, the said parallel band resulting from this can be suppressed, and generation | occurrence | production of a stretcher strain mark cannot fully be suppressed.
(클러스터)(cluster)
상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이는 Al-Mg계 합금판의 조직 중에 존재하는, Al과 Mg으로 형성되는(Zn 등의 제3 원소를 첨가하는 경우에는, 상기 제3 원소도 포함시켜 형성됨) 종래와는 다른 타입의 클러스터(초미세 금속간 화합물)와 상관하고 있는 것이라고 추측된다.The endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve is formed of Al and Mg existing in the structure of the Al-Mg-based alloy plate (when a third element such as Zn is added, the third element also It is presumed to correlate with a cluster (superfine intermetallic compound) different from the conventional type.
이 추측은 상기 특허 문헌 2의 Al-Mg계 금속간 화합물과의 차이에도 기초하고 있다. 즉, 상기 특허 문헌 2의 Al-Mg계 금속간 화합물의 상기 DSC 가열 곡선의 흡열 피크는 50 내지 100℃ 사이라고 하는, 보다 낮은 온도 범위에만 있다. 이에 대해, 본 발명의 상기 DSC 가열 곡선의 흡열 피크는, 이것보다 높은 온도 범위인 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크이고, 흡열 피크의 온도 범위에 있어서 명확하게 구별된다.This conjecture is also based on the difference with the Al-Mg type intermetallic compound of the said patent document 2. That is, the endothermic peak of the said DSC heating curve of the Al-Mg type intermetallic compound of the said patent document 2 exists only in the lower temperature range of between 50-100 degreeC. On the other hand, the endothermic peak of the said DSC heating curve of this invention is an endothermic peak between 100-150 degreeC which is a temperature range higher than this, and is clearly distinguished in the temperature range of an endothermic peak.
또한, 도 1이나 후술하는 실시예에 의해 뒷받침하는 바와 같이, 본 발명(발명예)에서는 상기 DSC 가열 곡선의 50 내지 100℃ 사이에, 상기 특허 문헌 2와 같은 흡열 피크가 존재하지 않는다. 한편, 상기 특허 문헌 2에서도 그 공보의 도 1과 같이, 혹은 후술하는 실시예에 의해 뒷받침하는 바와 같이, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이에, 본 발명(발명예)과 같은 흡열 피크가 존재하지 않는다. 이 사실로부터도, 상기 특허 문헌 2와 본 발명에서는, 단순히 DSC 가열 곡선의 흡열 피크 위치가 다른 것이 아니고, 대상으로 하는 미세 클러스터가 다른 것이 명확하다.In addition, as supported by FIG. 1 and the Example mentioned later, in this invention (invention example), the endothermic peak like the said patent document 2 does not exist between 50-100 degreeC of the said DSC heating curve. On the other hand, Patent Document 2 also has an endothermic peak as in the present invention (invention) between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve, as shown in FIG. does not exist. Also from this fact, it is clear that in Patent Document 2 and the present invention, the endothermic peak position of the DSC heating curve is not simply different, and the target fine clusters are different.
가령, 상기 특허 문헌 2와 본 발명에서, 클러스터인 금속간 화합물이, 동일한 것(동일한 조성물)을 대상으로 하면, 필연적으로 동일한 DSC 가열 곡선의 흡열 피크 위치로 되고, 클러스터인 금속간 화합물의 조성이 서로 상이하므로, 상기 DSC 가열 곡선의 흡열 피크가 상이하다. 따라서, 본 발명과 상기 특허 문헌 2는, 명백하게 Al-Mg계 합금판으로서의 조직이 상이하다.For example, in Patent Document 2 and the present invention, when the intermetallic compound as a cluster is the same (the same composition), the endothermic peak position of the same DSC heating curve is inevitably, and the composition of the intermetallic compound as the cluster is Since they are different from each other, the endothermic peaks of the DSC heating curves are different. Therefore, this invention and the said patent document 2 are clearly different in structure as an Al-Mg type alloy plate.
덧붙여서, 본 발명이 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크의 요인이라고 추측하고 있는, Al과 Mg으로 형성되는(Zn 등의 제3 원소를 첨가하는 경우에는 상기 제3 원소도 포함시켜 형성됨) 종래와는 다른 타입의 클러스터는, 상기 특허 문헌 2의 Al-Mg계 금속간 화합물과 같이 나노 레벨 이하의 크기이다. 이로 인해, 10만배 정도의 FE-TEM 등의 마이크로 조직 관찰에서는 판별이나 식별할 수 없어, 직접 존재를 뒷받침할 수 없다.Incidentally, in the case of adding a third element such as Zn formed of Al and Mg (assuming that the present invention is a factor of an endothermic peak between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve), the third element is also included. Formed) A cluster of a type different from the prior art has a size below the nano level as in the Al-Mg-based intermetallic compound of Patent Document 2. For this reason, microstructure observation such as FE-TEM of about 100,000 times cannot be discriminated or identified, and cannot directly support existence.
따라서, 본 발명에서는 이들의 조직(Al과 Mg으로 형성되는 종래와는 다른 타입의 클러스터이고, Zn 등의 제3 원소를 첨가하는 경우에는, 이 제3 원소도 포함시켜 클러스터로서 형성되는)을 직접 규정하는 것이 아니라, 상기 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형량이나 세레이션 억제와 직접 상관하는, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크를 규정한다. 이로 인해, 본 발명과 상기 특허 문헌 2는 상기 DSC 가열 곡선의 흡열 피크 높이를 프레스 성형성 향상의 지표로 하고 있는 점에서는 공통되어 있다.Therefore, in the present invention, these structures (which are clusters of a different type from the conventional one formed of Al and Mg, and in the case of adding a third element such as Zn, are also formed as a cluster by including the third element) are directly Rather than defining, endothermic peaks between 100 and 150 ° C. of the DSC heating curve are defined which directly correlate with the amount of critical strain of serration generation on the stress-strain curve or suppression of serration. For this reason, this invention and the said patent document 2 are common in the point which makes the endothermic peak height of the said DSC heating curve an index of press formability improvement.
단, 반복이 되지만, 상기 특허 문헌 2와 본 발명에서는, 대상으로 하는 조직이나 미세 클러스터가 다르다. 상기 특허 문헌 2에서 대상으로 하고 있는 것은, Mg 첨가량이 많은 영역(8질량% 이상)에서의 Al-Mg계 합금판 조직 중의 β상이라고 불리는 Al-Mg계 금속간 화합물의 존재 형태(고용, 석출 상태의 안정성)이다. 이에 대해, 본 발명이 대상으로 하고 있는 것은, 추측이지만, Mg 첨가량이 적은 영역(7질량% 이하)이고, 또한 최종 어닐링 조건이나 부가 어닐링 조건에도 의존하는 Al과 Mg으로 형성되는 클러스터(초미세 금속간 화합물)이다. 또한, Zn 등의 제3 원소를 첨가하는 경우에는, 이들 제3 원소와 Al, Mg의 클러스터(초미세 금속간 화합물)이다.However, although repeating, in the said patent document 2 and this invention, the target structure and microcluster differ. The object of the said patent document 2 is the presence form (employment, precipitation) of the Al-Mg type intermetallic compound called the beta phase in the Al-Mg type-alloy board structure in the area (8 mass% or more) with much Mg addition amount. State stability). On the other hand, it is speculation that this invention makes the object, but the cluster which is formed from Al and Mg which is the area | region (7 mass% or less) with a small amount of Mg addition, and also depends on final annealing conditions or addition annealing conditions (ultra fine metal) Liver compound). In addition, when 3rd elements, such as Zn, are added, it is a cluster (ultrafine intermetallic compound) of these 3rd elements, Al, and Mg.
상기 특허 문헌 2와 본 발명이, 다른 조직이고, 다른 클러스터를 대상으로 하고 있는 것은, 양자의 달성되는 효과가 상이한 것으로부터도 뒷받침할 수 있다. 상기한 바와 같이, 특허 문헌 2에서는 스트레쳐 스트레인 마크의 발생을 충분히 억제할 수 없다. 이에 대해, 본 발명에서는 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 발생과 함께, 상기 응력-변형 곡선 상에서의 세레이션에 관련되는 패러렐 밴드의 발생을 동시에는 억제할 수 있다.Patent Document 2 and the present invention are different tissues, and targeting different clusters can also be supported from the difference in the effects achieved by the two. As mentioned above, in patent document 2, generation | occurrence | production of a stretcher strain mark cannot fully be suppressed. On the other hand, in the present invention, the generation of the parallel mark associated with the serration on the stress-strain curve can be simultaneously suppressed with the occurrence of the random mark due to the yield extension.
본 발명은 자동차 패널용 소재판으로서, 특히 외관이 중요한 아우터 패널에서의 표면 성상의 요구 레벨이 더욱 엄격해진 경우라도, 상기 항복 신장에 기인하는 랜덤 마크의 발생과 함께, 상기 응력-변형 곡선 상에서의 세레이션에 관련되는 패러렐 밴드의 발생을 동시에 억제할 수 있다. 이 결과, 자동차 패널용 소재판의 성능을 크게 향상할 수 있다.The present invention is a raw material sheet for automobile panels, especially on the stress-strain curve, with the occurrence of random marks due to the yield elongation even when the required level of surface properties in the outer panel whose appearance is important becomes more stringent. The generation of parallel bands related to serrations can be suppressed at the same time. As a result, the performance of the automotive panel material sheet can be greatly improved.
(화학 성분 조성)(Chemical composition)
본 발명 알루미늄 합금 열연판의 화학 성분 조성은, 기본적으로 Al-Mg계 합금인 JIS 5000계에 상당하는 알루미늄 합금으로 한다. 또한, 각 원소의 함유량의 % 표시는 모두 질량%의 의미이다.The chemical composition of the aluminum alloy hot rolled sheet of the present invention is basically an aluminum alloy corresponding to JIS 5000 series, which is an Al-Mg-based alloy. In addition, all% display of content of each element is the meaning of the mass%.
본 발명은, 특히 자동차 패널용 소재판으로서, 프레스 성형성, 강도, 용접성, 내식성 등의 모든 특성을 만족시킬 필요가 있다. 이로 인해, 본 발명 열연판은 5000계 알루미늄 합금 중에서도, Mg : 1.5 내지 7.0질량%를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg계 알루미늄 합금판으로 한다.In particular, the present invention is required to satisfy all characteristics such as press formability, strength, weldability, and corrosion resistance as a raw material sheet for automobile panels. For this reason, the hot-rolled sheet of this invention contains Mg: 1.5-7.0 mass% also in a 5000 type aluminum alloy, and an remainder becomes an Al-Mg type aluminum alloy plate which consists of Al and an unavoidable impurity.
또한, 이 Al-Mg계 알루미늄 합금판의 DSC 가열 곡선의 흡열 피크가, 보다 현저하게 되어, 가일층의 효과를 발휘하므로, 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금판이, 또한, Zn : 1.0 내지 4.0질량%를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 Al-Mg계 알루미늄 합금판이, 또한, Fe : 1.0질량% 이하, Si : 0.5질량% 이하, Mn : 1.0질량% 이하, Cr : 0.3질량% 이하, Zr : 0.3질량% 이하, V : 0.3질량% 이하, Ti : 0.1질량% 이하, Cu : 1.0질량% 이하, B : 0.01질량% 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 허용한다.Moreover, since the endothermic peak of the DSC heating curve of this Al-Mg type aluminum alloy plate becomes more remarkable, and exhibits further effect, the said Al-Mg type aluminum alloy plate also has Zn: 1.0-4.0 mass%. It is preferable to include. In addition, the Al-Mg-based aluminum alloy sheet, Fe: 1.0% by mass or less, Si: 0.5% by mass or less, Mn: 1.0% by mass or less, Cr: 0.3% by mass or less, Zr: 0.3% by mass or less, V: It is allowed to contain 1 type (s) or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, and B: 0.01 mass% or less.
Mg : 1.5 내지 7.0질량%Mg: 1.5-7.0 mass%
Mg은 가공 경화능을 높여, 자동차 패널용 소재판으로서의 필요한 강도나 내구성을 확보한다. 또한, 재료를 균일하게 소성 변형시켜 파단 균열 한계를 향상시키고, 성형성을 향상시킨다. Mg의 함유량이 1.5% 미만에서는 Mg 함유의 이들 효과 발휘가 불충분해진다. 한편, Mg의 함유량이 7.0%를 넘으면, 판의 제조가 곤란해지고, 또한 프레스 성형 시에 오히려 입계 파괴가 발생하기 쉬워져, 프레스 성형성이 현저하게 저하된다. 따라서, Mg의 함유량은 1.5 내지 7.0질량%, 바람직하게는 2.5 내지 6.5질량%의 범위로 한다.Mg raises work hardening ability and ensures the required strength and durability as a raw material sheet for automobile panels. In addition, the material is plastically deformed uniformly to improve the fracture cracking limit and to improve the formability. When content of Mg is less than 1.5%, the effect of these effects containing Mg will become inadequate. On the other hand, when content of Mg exceeds 7.0%, manufacture of a board will become difficult, and grain boundary fracture will rather occur at the time of press molding, and press formability will fall remarkably. Therefore, content of Mg is 1.5-7.0 mass%, Preferably you may be in the range of 2.5-6.5 mass%.
Zn : 1.0 내지 4.0질량%Zn: 1.0-4.0 mass%
Zn은 이 Al-Mg계 알루미늄 합금판의 DSC 가열 곡선의 흡열 피크를 현저하게 하여 가일층의 효과를 발휘시키기 위해, Zn을 선택적으로 1.0질량% 이상 함유시킨다.Zn selectively contains 1.0 mass% or more of Zn in order to remarkably increase the endothermic peak of the DSC heating curve of this Al-Mg system aluminum alloy plate and to exert a further effect.
Al-Mg계 알루미늄 합금판에 있어서, 통상 Zn은 Cu와 함께, 석출 강화에 의해 강도를 향상시키는 유효한 원소라고 인식되어 있다. 또한, 상기 특허 문헌 1에서는 Zn이 SS 마크의 억제에도 유효한 원소로 인식되어 있다. 그러나, 본 발명과 같이, 후술하는 제조 조건과의 조합에 의해, DSC 가열 곡선의 흡열 피크를 본 발명에 서 규정하는 조직으로 할 수 있고, 이에 의해 상기 응력-변형 곡선 상에서의 세레이션에 관련되는 광폭의 패러렐 밴드의 발생을 억제하고, SS 마크를 억제하는 점에 대해서는 공지가 아니다.In Al-Mg type aluminum alloy plate, it is recognized that Zn is an effective element which improves strength by precipitation strengthening normally with Cu. In Patent Document 1, Zn is recognized as an effective element for suppressing the SS mark. However, as in the present invention, the endothermic peak of the DSC heating curve can be a structure defined in the present invention in combination with the production conditions described later, thereby relating to the serration on the stress-strain curve. It is not known about the suppression of generation of a wide parallel band and suppression of an SS mark.
단, Zn의 함유량이 4.0질량%를 넘으면, 내식성이 저하되어 버리므로, Zn의 함유량은 4.0질량% 이하이고, 상기 1.0 내지 4.0질량%의 범위 내가 바람직하다. 더욱 바람직하게는 2.0 내지 3.5질량%의 범위 내이다.However, since corrosion resistance will fall when content of Zn exceeds 4.0 mass%, content of Zn is 4.0 mass% or less, and the inside of the said 1.0-4.0 mass% is preferable. More preferably, it exists in the range of 2.0-3.5 mass%.
그 밖의 원소 :Other elements:
본 발명에서는, 그 밖의 원소로서, 또한, Fe, Si, Mn, Cr, Zr, V, Ti, Cu, B 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 허용한다. 이들 원소는 용해 원료로서 알루미늄 합금 스크랩량[알루미늄 지금(地金)에 대한 비율]이 늘어날수록 함유량이 많아지는 불순물 원소이다. 즉, Al 합금판의 리사이클의 관점으로부터, 용해 원료로서, 고순도 알루미늄 지금뿐만 아니라, 5000계 합금이나 그 밖의 Al 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 용해 원료로서 사용한 경우에는, 이들 원소의 혼입량(함유량)이 필연적으로 많아진다. 그리고, 이들 원소를, 예를 들어 검출 한계 이하 등으로 저감시키는 것 자체가 비용 상승이 되어, 어느 정도의 함유의 허용이 필요해진다.In this invention, it is allowed to contain 1 type (s) or 2 or more types chosen from Fe, Si, Mn, Cr, Zr, V, Ti, Cu, B as another element. These elements are impurity elements whose content increases as the amount of aluminum alloy scrap (ratio to aluminum grains) increases as a melting raw material. That is, from the viewpoint of recycling of the Al alloy plate, when not only high-purity aluminum now but also 5000-based alloys, other Al alloy scrap materials, low-purity Al now, etc. are used as the raw materials, the amount of these elements ( Content) inevitably increases. And reducing these elements below the detection limit etc., for example, raises cost itself, and the tolerance of some degree is required.
또한, 이들 원소에는, 소량만 함유된 경우에는 결정립의 미세화 효과도 있다. Al-Mg계 알루미늄 합금판의 프레스 성형 시의 거칠기는, 판의 평균 결정립경이 50㎛를 초과하는 등, 결정립경이 큰 경우에 발생하기 쉽고, 판의 결정립경은 작을수록 바람직하다. 또한, 이들의 원소는 마찬가지로 소량의 함유이고, 성형성 한 계를 향상시키는 효과도 있다.Moreover, when only a small amount is contained in these elements, there is also a refinement | miniaturization effect of a crystal grain. The roughness at the time of press molding of an Al-Mg type aluminum alloy plate is easy to arise when a grain size is large, for example, the average grain size of a plate exceeds 50 micrometers, and the grain size of a board is so preferable that it is small. In addition, these elements are similarly contained in a small amount, and also have an effect of improving the moldability limit.
단, 한편, 이들의 원소의 함유량이 많아지면, 마찬가지로 이들 원소의 폐해로서, 이들 원소에 기인하는 조대한 정출물이나 석출물이 많아져, 파괴의 기점으로 되기 쉽고, 오히려 프레스 성형성을 저하시킨다. 또한, 결정립경도 지나치게 미세해져, 25 ㎛ 미만이 되면 SS 마크도 생기기 쉬워진다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우에는, 각각 Fe : 1.0질량% 이하, Si : 0.5질량% 이하, Mn : 1.0질량% 이하, Cr : 0.3질량% 이하, Zr : 0.3질량% 이하, V : 0.3질량% 이하, Ti : 0.1질량% 이하, Cu : 1.0질량% 이하, B : 0.01질량% 이하의 범위로 한다.On the other hand, when the content of these elements increases, similarly, as the harmfulness of these elements, coarse crystallized matter and precipitates resulting from these elements increase, which tends to be a starting point of destruction, and rather, the press formability is lowered. In addition, the grain size becomes too fine, and when it is less than 25 µm, SS marks are also likely to occur. Therefore, when it contains these elements, Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Mn: 1.0 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, B: 0.01 mass% or less.
제조 방법 :Method of manufacture:
본 발명의 판의 제조 방법에 대해, 이하에 설명한다. 본 발명에서는, 용체화 처리 전까지의 압연 공정까지는, 5182, 5082, 5083, 5056 등, Mg을 4.5% 정도 포함하는, 성형용 Al-Mg계 합금의 제조 공정에 의한 제조 방법으로 제조 가능하다. 즉, 주조(DC 주조법이나 연속 주조법), 균질화 열처리, 열간 압연의 통상의 각 제조 공정을 경유하여 제조되어, 판 두께가 1.5 내지 5.0㎜인 알루미늄 합금 열연판으로 된다. 이 단계에서 제품판으로 해도 좋고, 또한 냉간 압연 전 혹은 냉간 압연의 중도에 있어서 1회 또는 2회 이상의 중간 어닐링을 선택적으로 행하면서, 더욱 냉연하여, 판 두께가 1.5㎜ 이하인 냉연판의 제품판으로 해도 좋다.The manufacturing method of the board of this invention is demonstrated below. In this invention, it can manufacture by the manufacturing method by the manufacturing process of the Al-Mg type alloy for shaping | molding which contains about 4.5% of Mg, such as 5182, 5082, 5083, 5056, until the rolling process until a solution treatment. That is, it is manufactured through each normal manufacturing process of casting (DC casting method or continuous casting method), homogenization heat processing, and hot rolling, and is made into the aluminum alloy hot rolled sheet whose plate | board thickness is 1.5-5.0 mm. At this stage, it may be a product plate, and further cold rolling while selectively performing one or two or more intermediate annealings before cold rolling or in the middle of cold rolling, and to the product plate of the cold rolled plate whose thickness is 1.5 mm or less You may also
(용체화 처리)(Solubilization)
단, 본 발명의 판으로 하기 위해서는, 이상과 같이 하여 얻어진 소요의 판 두께의 이들 열연판 혹은 냉연판에 대해, 우선, 급속 가열이나 급속 냉각을 수반하 는 용체화ㆍ켄칭 처리를 행한다. 이와 같은 용체화ㆍ켄칭 처리를 행한 재료, 소위 T4 처리재는 뱃치 어닐링재와 비교하여 강도와 성형성의 밸런스가 우수하고, 또한 켄칭 시에 도입되는 구멍의 작용에 의해 SS 마크의 발생도 적어진다.However, in order to make the plate of this invention, the solution-forming and quenching process with rapid heating or rapid cooling is first performed about these hot-rolled sheets or cold-rolled sheets of the required plate | board thickness obtained as mentioned above. The material subjected to such a solution and quenching treatment, a so-called T4 treatment material, has an excellent balance between strength and formability as compared with batch annealing materials, and also generates SS marks due to the action of holes introduced during quenching.
여기서, 용체화 처리 온도의 적정치는 구체적인 합금 조성에 따라서 상이하지만, 400℃ 이상 570℃ 이하의 범위 내로 할 필요가 있고, 또한 용체화 처리 온도에서의 유지는 1800초(30분) 이내로 할 필요가 있다. 용체화 처리 온도가 400℃ 미만에서는 합금 원소의 고용이 불충분해져 강도ㆍ연성 등이 저하될 우려가 있다. 한편, 용체화 처리 온도가 570℃를 넘으면, 결정립이 과도하게 조대화되어 성형성의 저하나 성형 시의 거칠기의 발생이 문제가 된다. 또한, 용체화 처리 온도에서의 유지 시간이 1800초를 넘으면, 결정립의 과도한 조대화의 문제가 발생한다.Here, the appropriate value of the solution treatment temperature varies depending on the specific alloy composition, but it is necessary to be within the range of 400 ° C. or more and 570 ° C. or less, and the holding at the solution treatment temperature must be 1800 seconds (30 minutes) or less. have. If the solution treatment temperature is less than 400 ° C, there is a possibility that the solid solution of the alloying element is insufficient and the strength, ductility and the like decrease. On the other hand, when the solution treatment temperature exceeds 570 ° C, the crystal grains are excessively coarsened, so that deterioration of moldability and generation of roughness at the time of molding are problematic. In addition, when the holding time at the solution treatment temperature exceeds 1800 seconds, a problem of excessive coarsening of crystal grains occurs.
(켄칭 처리)(Quenching treatment)
또한 용체화 처리 후의 켄칭 처리 시의 냉각 속도는, 고온 영역에서는 급냉, 저온 영역에서는 완냉으로 할 필요가 있다. 즉, 우선, 판의 온도가 용체화 온도로부터 100℃까지의 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 할 필요가 있다. 냉각 속도가 5℃/초 미만에서는 SS 마크의 발생을 억제하는 효과가 작아져, 이후에 예비 가공 및 어닐링을 추가하여 최종판으로서도 SS 마크가 발생할 우려가 있다.In addition, the cooling rate at the time of the quenching treatment after the solution treatment needs to be quenched at a high temperature region and to be cooled at a low temperature region. That is, first, the cooling rate from the solution temperature to 100 degreeC needs to be 5 degrees C / sec or more. If the cooling rate is less than 5 ° C / sec, the effect of suppressing the generation of the SS mark is small, and thereafter, the SS mark may be generated as a final plate by adding preliminary processing and annealing.
이 급냉에 이어서, 판의 온도가 100℃ 이하, 실온까지의 냉각 속도는, 본 발명의 판으로서, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 200.0㎼ 이상으로 하기 위해 중요하다. 이 저온 영역의 냉각은 완냉으로 할 필요가 있고, 100℃ 이하, 실온까지의 냉각 속도를 1℃/분 이하의 냉각 속도로 완냉각 을 행한다. 완냉으로 하기 위해 하한치는 특별히 정하지 않지만 0.01℃/분 이상인 것이 바람직하다.Subsequent to this quenching, the cooling rate to a room temperature of 100 ° C. or lower and room temperature is important for making the endothermic peak height between 100 to 150 ° C. of the DSC heating curve as 200.0 kPa or higher as the plate of the present invention. Cooling of this low temperature area needs to be slow cooling, and the cooling rate to 100 degrees C or less and room temperature is fully cooled by the cooling rate of 1 degrees C / min or less. Although a lower limit is not specifically determined in order to make it slow cooling, It is preferable that it is 0.01 degreeC / min or more.
이와 같은 켄칭 조건에 의해, 상기 Al-Mg계 합금판의 조직 중에 Al과 Mg으로 형성되는(Zn 등의 제3 원소를 첨가하는 경우에는, 상기 제3 원소도 포함시켜 형성됨) 종래와는 다른 타입의 클러스터(초미세 금속간 화합물)가 생성된다고 추고된다. 따라서, 이 저온 영역의 냉각을, 상기 고온 영역에서의 급냉 속도 혹은 상기 1℃/분을 초과하는 냉각 속도로 하는 등, 이 켄칭의 조건이 부적절하면, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로 하여, SS 마크의 발생을 확실하게 방지할 수 있는 양만큼, 상기 클러스터가 생성되지 않는 것이라고 추측된다. 즉, 이 저온 영역의 냉각이 1℃/분을 초과하는 냉각 속도에서는, 이후에 예비 변형을 추가하여 최종판으로서도 SS 마크가 발생할 우려가 있다.Under such quenching conditions, a type different from the conventional type formed of Al and Mg in the structure of the Al-Mg alloy plate (when a third element such as Zn is added, is formed including the third element) It is estimated that clusters of ultrafine intermetallic compounds are formed. Therefore, if the conditions of this quenching are inadequate, such as cooling of this low temperature region to the quench rate in the said high temperature region or cooling rate exceeding the said 1 degree-C / min, between 100-150 degreeC of the said DSC heating curve. The endothermic peak height is assumed to be 28 mW / mV or more, and it is assumed that the cluster is not generated in an amount capable of reliably preventing the occurrence of the SS mark. In other words, at a cooling rate at which the cooling in the low temperature region exceeds 1 ° C / min, there is a possibility that the SS mark may also occur as a final plate after adding a preliminary strain.
또한, 이와 같은 용체화 처리ㆍ켄칭은 연속 어닐링 라인(CAL) 등을 사용하여 연속적으로 행해도 좋고, 혹은 가열에 염욕 등을, 냉각에 물 켄칭, 오일 켄칭, 강제 공냉 등을 사용하여 뱃치식으로 행해도 좋다. 여기서 가장 적합한 CAL을 사용한 용체화 처리ㆍ켄칭을 실시한 경우, 실온 내지 용체화 처리 온도까지의 일반적인 가열 및 냉각의 속도는 모두 5 내지 100℃/초 정도이다.In addition, such solution treatment and quenching may be performed continuously using a continuous annealing line (CAL) etc., or it may be batch-type using water quenching, oil quenching, forced air cooling, etc. for cooling, salt bath, etc. for cooling. You may carry out. When the solution treatment and quenching using the most suitable CAL are performed here, the general rate of heating and cooling from room temperature to a solution treatment temperature is about 5-100 degreeC / sec.
(예비 변형)(Preliminary variant)
본 발명의 판으로 하기 위해서는, SS 마크 중, 특히 랜덤 마크 해소를 위해, 종래와 같이 이들 용체화 처리ㆍ켄칭을 실시한 후, 또한 판에 예비 변형을 부여하는 냉간 가공(예비 가공)을 행한다. 이들은, 예를 들어 스킨패스 압연, 냉간 압연 혹은 롤러 레벨러에 의한 반복 굽힘 가공 등에 의해 행한다. 이와 같이 내력치의 증가분이 특정한 범위 내로 되도록 조정하여 예비 가공으로서의 냉간 가공을 행함으로써, 프레스 성형 시의 항복 신장의 발생을 확실하게 억제하여, SS 마크, 특히 랜덤 마크의 발생을 확실하게 방지하는 것이 가능해진다. 따라서, 본 발명의 Al-Mg계 알루미늄 합금판에서는, 미리 일정한 예비 변형이 부여된 후 프레스 성형되는 것이 전제로서 바람직하다.In order to make the board | plate of this invention, in particular, in order to eliminate a random mark, these solution treatment processes and quenching are performed as before, and also cold working (preliminary processing) which gives a preliminary deformation to a board is performed. These are performed, for example, by skin pass rolling, cold rolling, or repeated bending by a roller leveler. In this way, by adjusting the increase in the proof strength value to be within a specific range and performing cold working as preliminary processing, it is possible to reliably suppress the occurrence of yield elongation during press molding and to reliably prevent the occurrence of SS marks, especially random marks. Become. Therefore, in the Al-Mg type aluminum alloy plate of this invention, it is preferable as a premise that it press-forms after giving a predetermined preliminary deformation previously.
예비 변형의 부여량은 내력치가 약간 증가하는, 종래의 일반적인 랜덤 마크 발생 방지를 위해 행해지고 있는 예비 가공과 동등해도 좋다. 예를 들어, 스킨패스 압연, 냉간 압연 혹은 롤러 레벨러에 의한 반복 굽힘 가공 등에서는 가공률이 1% 내지 5% 정도인 예비 변형을 부여한다. 이와 같은 예비 변형(냉간 가공)을 부여함으로써, 적극적으로 재료 내에 다수의 변형띠를 도입할 수 있어, 항복 신장의 발생을 확실하게 방지하고, 결정립의 미세한 Al-Mg계 합금판으로도 랜덤 마크의 발생을 안정적으로 방지하는 것이 가능해진다. 이 이상의 높은 가공률에서는, 최종 어닐링을 행하지 않는 것을 상정하고 있는 본 발명과 같은 제조 방법의 경우에는, 오히려 연성, 성형성의 저하가 우려되어 바람직하지 않다.The provision amount of the preliminary strain may be equivalent to the preliminary processing performed for preventing the occurrence of a general general random mark in which the proof stress value slightly increases. For example, in skin pass rolling, cold rolling, or repeated bending by a roller leveler, preliminary deformation of 1% to 5% is provided. By imparting such preliminary strain (cold processing), a large number of strain bands can be actively introduced into the material, thereby preventing the occurrence of yield elongation and reliably preventing the occurrence of random marks even with a fine Al-Mg alloy sheet of crystal grains. It becomes possible to prevent generation stably. In the above high processing rate, in the case of the manufacturing method like this invention which is supposed not to perform final annealing, it is rather unpreferable because of fear of ductility and moldability fall.
(부가 어닐링)(Additional annealing)
본 발명에서는, 이 예비 가공의 후에 250℃ 이상 550℃ 미만 정도의 온도로 급속 가열, 급속 냉각하는 최종 어닐링은 행하지 않고, 필요한 경우에는 50 내지 100℃의 극히 저온으로 가열하는 부가 어닐링 혹은 시효 처리를 행한다. 최종 어닐링을 행한 경우, 온도가 지나치게 높으면, 유지 시간이 지나치게 길고, 냉각 속 도가 지나치게 느린 것 등의, 재결정이 진행되는 조건으로 되기 쉬워, 상기 냉간 가공에 의한 SS 마크 억제의 효과가 상실되거나, 일부에서 결정립의 조대화가 발생하여 성형 시의 거칠기 등의 문제가 발생한다. 또한, 가열 도중 혹은 냉각 도중(과정)에, Al-Mg계 등의 금속간 화합물이 다량으로 석출되기 쉽고, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로 할 수 없어, SS 마크의 발생을 확실하게 방지할 수 없게 될 가능성이 높다. 또한, Al-Mg계 등의 금속간 화합물이 다량으로 석출되면, 결정립계 등에서 Mg이나 Cu 그 밖의 합금 첨가 원소를 포함하는 제2상 입자의 조대화가 발생하여 연성, 성형성 혹은 내식성의 저하를 초래하여, SS 마크를 억제하는 효과도 저하된다.In the present invention, after the preliminary processing, the final annealing which is rapidly heated and rapidly cooled to a temperature of about 250 ° C. or more and less than 550 ° C. is not performed. If necessary, an annealing or aging treatment for heating at an extremely low temperature of 50 to 100 ° C. is performed. Do it. In the case of the final annealing, if the temperature is too high, the holding time is too long, the cooling rate is too low, and the recrystallization proceeds easily, and the effect of suppressing the SS mark by the cold working is lost or partially. The coarsening of grains occurs at, causing problems such as roughness during molding. In addition, during heating or during cooling (process), an intermetallic compound such as an Al-Mg system is easily precipitated in a large amount, and the endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve can be 28 kPa / Pa or more. There is a high possibility that the occurrence of the SS mark cannot be prevented reliably. In addition, when a large amount of intermetallic compound such as Al-Mg-based precipitates, coarsening of the second phase particles containing Mg, Cu or other alloying elements occurs at grain boundaries, resulting in deterioration of ductility, formability or corrosion resistance. This also reduces the effect of suppressing the SS mark.
부가 어닐링(시효) 처리를 필요로 하는 경우에는, 본 발명의 판으로서, 확실하게 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로 하기 위해, 상기 예비 변형의 부여 후에, 50℃ 이상, 100℃ 미만의 극히 저온에서 행한다. 부가 어닐링(시효) 처리를 보다 고온에서 행한 경우, 가령, Zn 등을 함유하고 있었다고 해도, 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이를 28㎼/㎣ 이상으로는 할 수 없을 가능성이 있다. 이 이유는 고온의 부가 어닐링(시효) 처리에 의해, 상기 Al-Mg계 합금판의 조직 중에, 상기 클러스터(초미세 금속간 화합물)가 새롭게, 혹은 더 생성하기 때문이라고 추고된다.When the addition annealing (aging) treatment is required, the preliminary strain is imparted as the plate of the present invention in order to reliably set the endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve to 28 kV / kV or more. Then, it performs at extremely low temperature of 50 degreeC or more and less than 100 degreeC. When the addition annealing (aging) process is performed at a higher temperature, even if it contains Zn or the like, there is a possibility that the endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve cannot be 28 kPa / kPa or more. have. This reason is considered to be because the cluster (ultrafine intermetallic compound) is newly or further formed in the structure of the Al-Mg alloy plate by high temperature addition annealing (aging) treatment.
이 부가 어닐링(시효) 처리 시간은 상기 온도 범위로 30분 내지 240분 정도 가열, 유지하여 행한다. 상기 온도가 50℃ 미만으로 지나치게 낮거나, 혹은 유지 시간이 지나치게 짧으면, 부가 어닐링(시효) 처리의 상기 효과가 없다. 한편, 상 기 온도가 100℃ 이상으로 지나치게 높거나, 혹은 유지 시간이 지나치게 길면, 상기한 클러스터의 문제와 동시에 고온의 최종 어닐링을 행하였을 때에 발생하는 재결정이 진행된다고 하는 문제가, 마찬가지로 발생할 가능성이 있다.This addition annealing (aging) treatment time is carried out by heating and holding for about 30 to 240 minutes in the above temperature range. If the temperature is too low at less than 50 ° C. or the holding time is too short, there is no effect of the addition annealing (aging) treatment. On the other hand, if the temperature is too high, such as 100 ° C. or higher, or the holding time is too long, there is a possibility that the problem of recrystallization occurring when the final annealing is performed at the same time as the problem of the cluster proceeds as well. have.
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전ㆍ후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 추가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.Hereinafter, although an Example is given and this invention is demonstrated further more concretely, this invention is not limited by the following example of course, It is also possible to add and implement a change suitably in the range which may be suitable for the meaning of the previous and the later. Possible, and they are all included in the technical scope of the present invention.
(실시예)(Example)
다음에, 본 발명의 실시예를 설명한다. 표 1에 나타내는 발명예, 비교예의 각 조성의 Al-Mg계 합금판을 제조하여, 표 2에 나타내는 조건으로 조질한 후, 이 조질 후의 판의 조직, 기계적인 특성을 각각 측정, 평가하였다. 이 결과를 표 3에 나타낸다.Next, an embodiment of the present invention will be described. After producing the Al-Mg type alloy plate of each composition of the invention example and table | surface shown in Table 1, and tempered on the conditions shown in Table 2, the structure and the mechanical characteristic of the board after this temperation were measured and evaluated, respectively. The results are shown in Table 3.
열연판이나 냉연판의 제조 방법은 각 예와도 공통되어 행하였다. 즉, 북 몰드 주조에 의해 주조한 50㎜ 두께의 주괴를, 500℃에서 8시간의 균질화 열처리를 행하고, 그 후, 이 균질화 열처리 온도 근방에서 열간 압연을 개시하였다. 판 두께는 3.5㎜의 열연판으로 하였다. 이 열연판을 1.35㎜의 판 두께까지 냉간 압연을 행한 후에, 표 2에 나타낸 바와 같이, 필요에 따라서 적절하게 초석로(硝石爐)에서 중간 어닐링을 행하고(중간 어닐링 조건의 기재가 없는 예는 중간 어닐링하지 않고), 또한 냉간 압연하여 1.0㎜ 두께의 냉연판으로 하였다.The manufacturing method of a hot rolled sheet and a cold rolled sheet was performed in common with each example. That is, the 50-mm-thick ingot casted by book mold casting was performed at 500 degreeC for 8 hours, and the hot rolling was started in the vicinity of this homogenization heat processing temperature. Plate thickness was made into the hot rolled sheet of 3.5 mm. After cold-rolling this hot rolled sheet to a plate thickness of 1.35 mm, as shown in Table 2, intermediate annealing is appropriately performed in the cornerstone furnace as needed (in the case where there is no description of intermediate annealing conditions) Without annealing) and cold rolling to obtain a 1.0 mm thick cold rolled sheet.
이들 냉연판을, 표 2에 표 1의 합금 번호와 함께 나타낸 바와 같이, 각각 다 른 조건으로 용체화ㆍ켄칭 처리를 행하였다. 계속해서, 예비 변형을 부여하는 냉간 가공으로서, 가공률 3%의 스킨패스 압연을 각 예와도 공통적으로 행한 후, 표 2에 나타내는 각각 다른 조건으로 부가 어닐링을 행하거나, 행하지 않는 조질 처리를 행하였다. 이들 조질 처리 후의 판으로부터 시험편(1㎜ 두께)을 잘라내어, 이 시험편(조질 후의 판)의 조직, 기계적인 특성을 각각 측정, 평가하였다. 이들의 결과를 표 3에 각각 나타낸다. 여기서, 표 2와 표 3의 약호는 동일하고, 서로 약호가 동일한 것은 동일한 예를 나타낸다.These cold rolled plates were subjected to solutionization and quenching treatment under different conditions, as shown in Table 2 together with the alloy numbers of Table 1. Subsequently, as cold working which gives a preliminary deformation, after performing skin pass rolling of 3% of processing rate in common with each example, addition annealing is performed on each other conditions shown in Table 2, or the tempering process which is not performed is performed. It was. The test piece (1 mm thickness) was cut out from the board | plate after these temper processing, and the structure and the mechanical characteristic of this test piece (plate after temper) were measured and evaluated, respectively. These results are shown in Table 3, respectively. Here, the symbol of Table 2 and Table 3 is the same, and the thing with the same symbol mutually shows the same example.
(시차열 분석)(Differential Time Analysis)
상기 판의 조직의 조사로서, 상기 시험편의 임의의 장소로부터, 직경 3㎜의 원반 형상 시료를 5개 잘라내어(각 시료의 체적은 7.07㎣), 시차열 분석(DSC)에 의해 상기한 조건으로 측정한 경우의, 고상으로부터의 가열 곡선을 구하였다. 그리고, 본 발명의 100 내지 150℃의 범위의, 2개의 온도 영역의 흡열 피크의 높이를, 이 영역에 있어서의 DSC 가열 곡선의 ㎼의 최대치로서 구하였다. 또한, 이 흡열 피크의 높이(㎼)는 DSC 가열 곡선의 ㎼의 최대치의 평균치 : 원반 형상 시료 5개의 측정 결과의 평균치로서 구하였다. 또한, 비교를 위해, 상기 특허 문헌 2의 50 내지 100℃ 사이의 흡열 피크 높이의 평균치도 구하였다. 또한, 후기하는 표 3에는 상기와 같이 측정한 100 내지 150℃의 범위의 흡열 피크의 높이(㎼)의 값 및 50 내지 100℃ 사이의 흡열 피크 높이(㎼)의 값을 나타내는 동시에, 100 내지 150℃의 범위의 흡열 피크의 높이(㎼)의 값을 측정 시료의 체적으로 제산을 행한 단위 체적당의 흡열 피크 높이(㎼/㎣)의 값을 나타내고 있다.As irradiation of the structure of the said board, five disk shaped samples of diameter 3mm are cut out from arbitrary places of the said test piece (the volume of each sample is 7.07 mm <3>), and it measures on the conditions mentioned above by differential thermal analysis (DSC). In one case, a heating curve from a solid phase was obtained. And the height of the endothermic peak of the two temperature ranges of the range of 100-150 degreeC of this invention was calculated | required as the maximum value of ㎼ of the DSC heating curve in this area | region. In addition, the height of this endothermic peak was calculated | required as average value of the average value of the maximum value of X of a DSC heating curve: the measurement result of five disk shaped samples. Moreover, for comparison, the average value of the endothermic peak height between 50-100 degreeC of the said patent document 2 was also calculated | required. In addition, Table 3 mentioned later shows the value of the height of the endothermic peak of the range of 100-150 degreeC measured as mentioned above, and the value of the endothermic peak height between 50-100 degreeC, and it is 100-150 The value of the endothermic peak height per unit volume which divided the height of the endothermic peak of the range of ° C by the volume of the measurement sample is shown.
이들 데이터의 채취에 대해, 각 예와도 공통되고, 측정 온도 50℃의 위치에서 흡열량, 발열량이 0으로 되도록 보정한 후, 흡열 피크 높이(㎼)를 구하였다. 이때, 상기 도 1에 도시하는 고상으로부터의 가열 곡선(시차 주사열 분석 곡선)의 종축의 열 유동(Heat Flow)이 0.00의 기준선으로부터, 각 흡열 피크까지의 거리(㎼)를 측정하였다.About the collection of these data, it is common also to each example, and after correct | amending so that the endothermic amount and the calorific value might become 0 in the position of measurement temperature 50 degreeC, the endothermic peak height was calculated | required. At this time, the heat flow of the vertical axis of the heating curve (differential scanning heat analysis curve) from the solid phase shown in FIG. 1 measured the distance from the baseline of 0.00 to each endothermic peak.
시차열 분석 조건은 각 예와도 공통되고, 하기의 조건으로 행하였다.Differential thermal analysis conditions were common also in each case, and were performed on condition of the following.
시험 장치 : 세이코인스트루먼트사제 DSC220C,Test apparatus: DSC220C manufactured by Seiko Instruments,
표준 물질 : 순알루미늄,Standard material: pure aluminum,
시료 용기 : 순알루미늄,Sample container: pure aluminum,
승온 조건 : 15℃/min,Temperature raising condition: 15 ℃ / min,
분위기(시료 용기 내) : 아르곤 가스(가스 유량 50ml/min),Atmosphere (in sample container): argon gas (gas flow rate 50 ml / min),
시험 시료 중량 : 24.5 내지 26.5㎎.Test sample weight: 24.5 to 26.5 mg.
(평균 결정립경)(Average grain size)
상기 판의 조직의 조사로서, 상기 시험편의 평균 결정립경을 SEM-EBSP를 사용한 결정 방위 해석 방법으로 측정하였다. 이 결정 방위 해석 방법은 주사형 전자 현미경 SEM(Scanning Electron Microscope)과, 후방 산란 전자 회절상 EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern) 측정ㆍ해석 시스템(해석 소프트웨어)을 사용한 것이다. 측정은 상기 시험편의 판 단면을 EBSP 측정면으로 하고, 이 EBSP 측정은 상기 시험편의 압연 방향의 임의의 5개소의 판 단면으로 하고, 경사각 15° 이상의 방위차를 갖는 대경사각 입계에 의한 결정립의 평균 결정립경 (㎛)을 구하였다. SEM 장치로서는 니혼덴시사제 SEM(JEOLJSM5410), EBSP 측정ㆍ해석 시스템으로서는 TSL사제의 : OIM(0rientation Imaging Macrograph, 해석 소프트웨어명 「OIMAnalysis」)을 사용하였다.As an examination of the structure of the said plate, the average grain size of the said test piece was measured by the crystal orientation analysis method using SEM-EBSP. This crystal orientation analysis method uses a scanning electron microscope (SEM) and a backscatter diffraction pattern EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern) measurement and analysis system (analysis software). In the measurement, the plate cross section of the test piece is an EBSP measurement surface, and the EBSP measurement is an arbitrary five cross section of the plate in the rolling direction of the test piece, and the average of crystal grains at a large inclination grain boundary having an azimuth difference of 15 ° or more. Grain size (μm) was obtained. As the SEM apparatus, SEM (JEOLJSM5410) manufactured by Nippon Denshi Corporation,: OIM (0rientation Imaging Macrograph, analysis software name "OIMAnalysis") manufactured by TSL was used as the EBSP measurement and analysis system.
(기계적 특성)(Mechanical characteristics)
상기 판의 기계적 특성의 조사로서, 상기 각 시험편의 인장 시험을 행하여, 인장 강도(㎫), 0.2% 내력(㎫), 신장(%)을 각각 측정하였다. 이들의 결과를 표 3에 나타낸다. 시험 조건은 압연 방향에 대해 직각 방향의 JISZ2201의 5호 시험편 (25㎜ × 50㎜GL × 판 두께)을 채취하여, 인장 시험을 행하였다. 인장 시험은 JISZ2241(1980)(금속 재료 인장 시험 방법)에 기초하여, 실온 20℃에서 시험을 행하였다. 또한, 크로스 헤드 속도는 5㎜/분이고, 시험편이 파단될 때까지 일정한 속도로 행하였다.As an examination of the mechanical properties of the plate, a tensile test of each of the test pieces was performed, and tensile strength (MPa), 0.2% yield strength (MPa) and elongation (%) were measured, respectively. The results are shown in Table 3. As for test conditions, the test piece (25 mm x 50 mmGL x plate thickness) of JISZ2201 of the perpendicular | vertical direction was taken with respect to the rolling direction, and the tension test was done. The tensile test was performed at room temperature 20 degreeC based on JISZ2241 (1980) (metal material tension test method). In addition, the crosshead speed | rate was 5 mm / min, and it carried out at a constant speed until a test piece broke.
(SS 마크 발생 평가)(SS mark occurrence evaluation)
동시에, 상기 판의 프레스 성형성으로서의 SS 마크 발생 평가를 위해, 상기인장 시험 시에 있어서의 항복 신장(%)과, 상기 응력-변형 곡선 상의 톱니 형상의 세레이션이 발생하는 변형량(임계 변형량 : %)과, 응력(임계 응력량 : N/㎟)을 조사하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.At the same time, in order to evaluate the occurrence of SS mark as the press formability of the plate, the amount of yield (%) at the time of the tensile test and the amount of deformation (serial deformation:%) in which serrations of serrated on the stress-strain curve are generated. ) And stress (critical stress amount: N / mm 2) were investigated. The results are shown in Table 3.
표 1, 표 2와 같이, 각 발명예는 Mg 함유량 등이 본 발명의 조성 규정을 만족시키고, 상기 바람직한 제조 조건으로 제조되어 있다. 이 결과, 표 3과 같이, 각 발명예는 상기 조질 처리 후의 Al-Mg계 알루미늄 합금판의 상기 DSC 가열 곡선(융해 과정에 있어서의 열적 변화를 시차열 분석에 의해 측정하여 얻어진 고상으로 부터의 가열 곡선)의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 이상이다. 또한, 한편, 각 발명예는 표 3과 같이, 상기 DSC 가열 곡선의 50 내지 100℃ 사이에서의, DSC 가열 곡선의 ㎼의 최대치(평균치)는 낮고, 상기 특허 문헌 2와 같은 흡열 피크가 존재하지 않는다.As shown in Table 1 and Table 2, the Mg content and the like of each invention example satisfy the compositional regulation of the present invention, and are manufactured under the above preferable manufacturing conditions. As a result, as shown in Table 3, each invention example is a heating from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process (differential thermal analysis in the melting process) of the Al-Mg-based aluminum alloy plate after the temper treatment. Endothermic peak height between 100 to 150 ° C.) is at least 28 kV / kV. In addition, each invention example shows that the maximum value (average value) of the value of the DSC heating curve between 50-100 degreeC of the said DSC heating curve is low like Table 3, and there exists no endothermic peak like the said patent document 2 Do not.
이에 의해, 표 3과 같이, 각 발명예는 알루미늄 합금판의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형이 8% 이상이고, 높은 것은 15.0%, 혹은 20.0% 이상이고, 또한 이들의 우수한 SS 마크 특성이, JIS5052 합금이나 JIS5182 합금 등의 5000계 알루미늄 합금판이 갖는 인장 강도나 신장 등의, 우수한 기계적인 특성 레벨을 떨어뜨리는 일 없이 달성되어 있다.Thereby, as shown in Table 3, each invention example has the critical strain of the serration generation on the stress-strain curve of an aluminum alloy plate being 8% or more, the high is 15.0%, or 20.0% or more, and these excellent SS marks Characteristics are achieved without degrading the excellent mechanical characteristic levels, such as tensile strength and elongation which a 5000 type aluminum alloy plate, such as JIS5052 alloy and JIS5182 alloy, has.
한편, 제23 비교예는 표 1의 합금 번호 21이고, 표 2와 같이, 용체화 처리 후의 100℃ 이상에서의 켄칭 냉각 속도가 지나치게 낮다. 제24 비교예는 표 1의 합금 번호 22이고, Zn의 함유량이 지나치게 많고, 또한 표 2와 같이, 부가 어닐링의 온도가 100℃로 지나치게 높다. 제25 비교예는 표 1의 합금 번호 23이고, Mg의 함유량이 지나치게 많다. 이 결과, 표 3과 같이, 각 비교예는 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 미만으로 낮고, 알루미늄 합금판의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형이 8% 미만으로 낮고, SS 마크 특성이 낮다.On the other hand, the 23rd comparative example is Alloy No. 21 of Table 1, and as shown in Table 2, the hardening cooling rate in 100 degreeC or more after the solution treatment is too low. Comparative Example 24 is Alloy No. 22 in Table 1, the amount of Zn is excessively high, and as in Table 2, the temperature of the addition annealing is too high, at 100 ° C. Comparative Example 25 is Alloy No. 23 of Table 1 and the amount of Mg is excessively large. As a result, as shown in Table 3, each comparative example has a low endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve of less than 28 kV / kV, and the critical deformation of the serration occurrence on the stress-strain curve of the aluminum alloy sheet. This is less than 8% and low SS mark characteristics.
제26 비교예 내지 제30 비교예는 공통적으로 표 1의 합금 번호가 Zn을 적당량 포함하는 8이고, 본 발명의 조성 규정을 만족시키지만, 표 2와 같이, 제조 조건이 상기 바람직한 제조 조건으로부터 각각 벗어나서 제조되어 있다.Comparative Examples 26 to 30 are commonly 8 in which the alloy number of Table 1 contains an appropriate amount of Zn, and satisfies the compositional rules of the present invention, but as shown in Table 2, the manufacturing conditions deviate from the preferable manufacturing conditions, respectively. It is manufactured.
제26 비교예는 표 2와 같이 용체화 처리 온도가 360℃로 지나치게 낮다.In Comparative Example 26, the solution treatment temperature is too low, such as 360 ° C.
제27 비교예는 표 2와 같이 용체화 처리 후의 켄칭 처리 시의 용체화 온도로부터 100℃까지의 냉각 속도가 0.5℃/초로 지나치게 낮다.In the 27th comparative example, as shown in Table 2, the cooling rate from the solution temperature at the time of quenching process after solution treatment to 100 degreeC is too low as 0.5 degree-C / sec.
제28 비교예는 표 2와 같이 부가 어닐링의 온도가 200℃로 지나치게 높다.In Comparative Example 28, the temperature of the addition annealing was excessively high, as shown in Table 2.
제29 비교예는 표 2와 같이 용체화 처리 온도가 350℃로 지나치게 낮다.In the 29th comparative example, the solution treatment temperature is too low as 350 degreeC, as Table 2 shows.
제30 비교예는 표 2와 같이 용체화 처리 후의 켄칭 처리 시의 100℃ 이하, 실온까지의 냉각 속도가 50℃/초로 지나치게 높다.As for the 30th comparative example, as shown in Table 2, the cooling rate to 100 degrees C or less at the time of the hardening process after a solution treatment, and room temperature is too high at 50 degrees C / sec.
이 결과, 표 3과 같이, 이들 제26 비교예 내지 제30 비교예는 상기 DSC 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 미만으로 낮고, 알루미늄 합금판의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형이 8% 미만으로 낮고, SS 마크 특성이 낮다.As a result, as shown in Table 3, these twenty-sixth comparative example to thirtieth comparative example had a low endothermic peak height between 100 and 150 ° C of the DSC heating curve of less than 28 kV / kV, and a stress-strain curve of the aluminum alloy plate. The critical deformation of the serration occurrence of the phase is low, less than 8%, and the SS mark characteristics are low.
이상의 실시예로부터, 본 발명 각 요건 혹은 바람직한 조건의 SS 마크 특성에 대한 임계적인 의의가 뒷받침된다.From the above embodiments, the critical significance of the SS mark characteristics of each requirement or preferred condition of the present invention is supported.
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[산업상의 이용 가능성][Industrial Availability]
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 스트레쳐 스트레인 마크(SS 마크)의 발생이 적어, 성형성이 우수한 Al-Mg계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다. 이 결과, 판을 프레스 성형하여 사용되는, 상기한 자동차 등의 많은 용도로의 Al-Mg계 알루미늄 합금판의 적용을 넓히는 것이다.As described above, according to the present invention, it is possible to provide an Al-Mg-based aluminum alloy plate having little generation of stretcher strain marks (SS marks) and excellent in formability. As a result, the application of the Al-Mg type aluminum alloy plate to many uses, such as a motor vehicle, which press-forms a plate and is used is expanded.
도 1은 발명예 Al-Mg계 합금판의 DSC 가열 곡선을 도시하는 설명도.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Explanatory drawing which shows the DSC heating curve of the invention example Al-Mg type alloy plate.
도 2는 발명예 Al-Mg계 합금판의 응력-변형 곡선을 도시하는 설명도.2 is an explanatory diagram showing a stress-strain curve of an inventive Al-Mg alloy plate.
도 3은 비교예 Al-Mg계 합금판의 응력-변형 곡선을 도시하는 설명도.Explanatory drawing which shows the stress-strain curve of the comparative example Al-Mg type alloy plate.
도 4는 종래예 Al-Mg계 합금판의 응력-변형 곡선을 도시하는 설명도.4 is an explanatory diagram showing a stress-strain curve of a conventional Al-Mg alloy plate.

Claims (6)

  1. Al-Mg계 알루미늄 합금판이며, Mg : 1.5 내지 7.0질량%를 포함하고, 잔량부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 이 판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를 시차열 분석에 의해 측정하여 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선의 100 내지 150℃ 사이의 흡열 피크 높이가 28㎼/㎣ 이상인 것을 특징으로 하는, 알루미늄 합금판.Al-Mg-based aluminum alloy plate, Mg: 1.5 to 7.0% by mass, the remainder is made of Al and unavoidable impurities, obtained by measuring the thermal change in the melting process of the plate by differential thermal analysis The endothermic peak height between 100-150 degreeC of the heating curve from a solid phase is 28 Pa / Pa or more, The aluminum alloy plate characterized by the above-mentioned.
  2. 제1항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판이 Zn : 1.0 내지 4.0질량%를 더 포함하는, 알루미늄 합금판.The aluminum alloy plate of Claim 1 in which the said aluminum alloy plate contains Zn: 1.0-4.0 mass% further.
  3. 제1항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판이 Fe : 1.0질량% 이하, Si : 0.5질량% 이하, Mn : 1.0질량% 이하, Cr : 0.3질량% 이하, Zr : 0.3질량% 이하, V : 0.3질량% 이하, Ti : 0.1질량% 이하, Cu : 1.0질량% 이하, B : 0.01질량% 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 알루미늄 합금판.The aluminum alloy plate according to claim 1, wherein the aluminum alloy sheet is 1.0 mass% or less of Fe, 0.5 mass% or less of Si, 1.0 mass% or less of Mn, 0.3 mass% or less of Cr, Zr: 0.3 mass% or less, and V: 0.3 mass% Hereinafter, the aluminum alloy plate further containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, and B: 0.01 mass% or less.
  4. 제2항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판이 Fe : 1.0질량% 이하, Si : 0.5질량% 이하, Mn : 1.0질량% 이하, Cr : 0.3질량% 이하, Zr : 0.3질량% 이하, V : 0.3질량% 이하, Ti : 0.1질량% 이하, Cu : 1.0질량% 이하, B : 0.01질량% 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 알루미늄 합금판.The said aluminum alloy plate is Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Mn: 1.0 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% Hereinafter, the aluminum alloy plate further containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ti: 0.1 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, and B: 0.01 mass% or less.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판이 자동차 아우터 패널용인, 알루미늄 합금판.The aluminum alloy plate according to any one of claims 1 to 4, wherein the aluminum alloy plate is for an automobile outer panel.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 알루미늄 합금판의 응력-변형 곡선 상의 세레이션 발생의 임계 변형이 8% 이상인, 알루미늄 합금판.The aluminum alloy plate according to any one of claims 1 to 4, wherein the critical deformation of the serration occurrence on the stress-strain curve of the aluminum alloy plate is 8% or more.
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