KR101820569B1 - Aluminum alloy sheet for forming and process for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

[과제] 자동차용 패널 등으로서 성형성 및 강도를 충분히 갖고, 엄한 가공 조건에 의한 성형, 도장 후에 외관 불량을 일으키지 않는 Al-Mg-Si계 합금판 및 그의 제조방법을 제공한다.
[해결수단] 본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판은, Si: 0.4∼1.5질량%, Mg: 0.4∼1.0질량%, Fe: 0.1∼1.0질량%, Mn: 0.1∼0.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금을 주조, 균질화 열처리하고, 개시 온도 350∼450℃, 최종 패스에 있어서의 압하율 r%에 대하여 종료 온도가(445-3r)℃ 이상으로 되도록 열간 압연하고, 냉간 압연하고, 용체화, 담금질 처리를 하여 제조된다. 또한 압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서, 원상당 직경 20μm 이상의 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 면적률: 0.4% 이상, 개수 밀도: 1350개/mm2 이상인 것을 특징으로 한다.
[PROBLEMS] To provide an Al-Mg-Si alloy plate which has sufficient moldability and strength as an automobile panel or the like, and which does not cause appearance failure after molding and coating by severe processing conditions, and a method of manufacturing the same.
[MEANS FOR SOLVING PROBLEMS] An aluminum alloy sheet for molding according to the present invention contains 0.4 to 1.5% by mass of Si, 0.4 to 1.0% by mass of Mg, 0.1 to 1.0% by mass of Fe and 0.1 to 0.5% by mass of Mn, And the remainder is Al and inevitable impurities is subjected to casting and homogenization heat treatment so that the finish temperature is 350 ° C to 450 ° C and the reduction ratio r% in the final pass is (445-3r) Hot rolling, cold rolling, solution casting and quenching treatment. The Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 20 m or more and having a surface area of 0.4% or more and a number density of 1350 pieces / mm 2 or more .

Description

성형 가공용 알루미늄 합금판 및 그의 제조방법{ALUMINUM ALLOY SHEET FOR FORMING AND PROCESS FOR MANUFACTURING THE SAME}FIELD OF THE INVENTION [0001] The present invention relates to an aluminum alloy sheet for forming processing,
본 발명은, 프레스 가공되어 자동차용 패널 등으로 성형되는 Al-Mg-Si계 합금판에 관한 것이고, 특히 표면 성상이 우수한 알루미늄 합금판 및 그의 제조방법에 관한 것이다. The present invention relates to an Al-Mg-Si based alloy plate which is press-processed and molded into automobile panels or the like, and particularly relates to an aluminum alloy plate having excellent surface properties and a method of manufacturing the same.
최근, 자동차의 연비 향상을 위해, 자동차용 부재에 대하여, 지금까지 사용되어 온 강재 대신에, 경량이고 성형성이나 소부(燒付) 경화성도 우수한 알루미늄재의 적용이 증가하고 있다. In recent years, in order to improve the fuel economy of automobiles, the application of aluminum materials which are lightweight and excellent in moldability and burning curability has been increasing in place of steels used for automobiles.
자동차용 부재 중에서, 아우터 패널(외판)이나 이너 패널(내판)과 같은 패널 구조체에 적용되는 알루미늄재로서는, 고강도의 JIS 5000, 6000계 알루미늄 합금재를 들 수 있다. 특히 6000계와 같은 Al-Mg-Si계 합금재는, 우수한 시효 경화능을 갖고 있기 때문에, 프레스 가공이나 굽힘 가공시에는 낮은 내력에 의해 성형성을 확보하는 한편으로, 성형 후의 패널의 도장 소부 처리 등의 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리시의 가열에 의해 시효 경화하여 내력이 향상되어, 필요한 강도가 얻어진다고 하는 베이크하드성을 갖는다(예컨대 특허문헌 1 참조). Among automotive members, JIS 5000, 6000 series aluminum alloy materials of high strength are examples of aluminum materials applied to panel structures such as outer panels (outer plates) and inner panels (inner plates). In particular, the Al-Mg-Si alloy materials such as the 6000 series have excellent age hardening ability, so that they can secure moldability by low resistance during press working or bending, Hardened by artificial aging (curing) treatment at a relatively low temperature to increase the strength and to obtain a required strength. (See, for example, Patent Document 1).
패널 구조체, 특히 아우터 패널용 판재로서는, 성형성이나 강도 외에, 패널 구조체로 제조된 후의 표면의 미관이 요구되지만, 6000계 알루미늄 합금판은, 프레스 가공 등에 의한 성형 후에 있어서는 표면 거칠어짐[肌荒]이, 또한 도장 후의 표면에는 리징(ridging) 마크와 같은 외관 불량을 일으키기 쉽다. 그 때문에, 리징 마크 등의 외관 불량을 방지할 수 있는 Al-Mg-Si계 합금판이 개발되고 있다. In addition to the formability and strength, the panel structure, particularly the outer panel, is required to have a fine appearance on the surface after being manufactured with the panel structure. However, the 6000 series aluminum alloy plate has surface roughening [skin roughness] Also, the surface after coating is liable to cause appearance defects such as a ridging mark. Therefore, an Al-Mg-Si alloy plate capable of preventing appearance defects such as a ridging mark has been developed.
리징 마크는, 성형에 의해 판 표면에 형성된 압연 방향에 따른 줄무늬 모양[筋狀]의 요철이 나타난 것으로, 상세한 검증의 결과, 판 두께 방향에서의 판 두께 전체의 소성 변형량의 누적이 이 요철을 형성함이 판명되어 있다. 즉, 압연 직각(폭) 방향에서의 결정 방향 성분마다의 분포(편중)의 정도에 의해서, 리징 마크가 발생하는지 여부가 결정된다. 그 때문에, 표면 거칠어짐을 방지하기 위한 결정립의 미세화에 더하여, 결정 방위가 특정한 방향으로 나란하지 않은 랜덤한 방향의 결정이 되도록, 방향마다 결정의 면적률을 규정하거나(특허문헌 2∼5), 재결정의 핵이 되는 금속간 화합물의 석출을 규정한 Al-Mg-Si계 합금판이 개발되어 있다(특허문헌 6). 그리고, 이러한 미세하고 또한 랜덤한 방향의 결정으로 되도록, 금속간 화합물을 형성시키는 Mn 등을 소정량 첨가하거나, 주괴의 균질화 처리나 냉간 압연 후의 용체화 처리를 소정의 열처리 조건으로 행하거나, 열간 압연 및 냉간 압연에 있어서의 가공률이나 압하율, 또한 열간 압연에 있어서의 개시 온도나 종료 온도를 제어하는 것이 알려져 있다. As a result of detailed verification, the accumulation of the plastic deformation amount of the entire plate thickness in the plate thickness direction forms the irregularities. . That is, depending on the degree of distribution (uneven distribution) for each crystal direction component in the direction perpendicular to the rolling (width) direction, whether or not a ridging mark is generated is determined. Therefore, in addition to the miniaturization of crystal grains for preventing surface roughening, the area ratio of crystals is defined for each direction so that the crystal orientation is random in a direction not parallel to a specific direction (Patent Documents 2 to 5) An Al-Mg-Si based alloy sheet defining precipitation of an intermetallic compound which becomes a nucleus of the Al-Mg-Si alloy sheet has been developed (Patent Document 6). Then, a predetermined amount of Mn or the like for forming an intermetallic compound is added in such a manner that the crystals are formed in a fine and random direction, or the ingot homogenization treatment or the solution treatment after cold rolling is performed under a predetermined heat treatment condition, And controlling the machining rate and reduction rate in cold rolling, and also the start temperature and the end temperature in hot rolling.
일본 특허 공개 2008-303449호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-303449 일본 특허 제4063388호 공보Japanese Patent No. 4063388 일본 특허 공개 2009-263781호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-263781 일본 특허 제4499369호 공보Japanese Patent No. 4499369 일본 특허 제4202894호 공보Japanese Patent No. 4202894 일본 특허 제4328242호 공보Japanese Patent No. 4328242
그러나 특허문헌 2는, 열간 압연의 종료 온도를 높게 규제하기 때문에 안정된 제조가 곤란하며, 특허문헌 5는, 열간 마무리 압연의 속도를 억제하기 때문에 표면에 상처를 일으키기 쉬워, 각각 제조 조건에 개량의 여지가 있다. 게다가 패널 구조체의 대형화나 형상의 복잡화, 또는 박육화 등에 의해 프레스 가공 조건이 엄하게 되면, 리징 마크 등의 외관 불량이 한층 더 생기기 쉽게 되어, 특허문헌 2 내지 6에 있어서의 Al-Mg-Si계 합금판으로는 불충분하다. However, since Patent Document 2 restricts the end temperature of hot rolling to a high level, it is difficult to produce the product in a stable manner. Patent Document 5 tends to cause scratches on the surface because of suppressing the rate of hot finish rolling, . In addition, when the panel structure is enlarged, the shape is complicated, or the thickness of the panel structure is made thin, the press working conditions become stricter, and thus appearance defects such as ridging marks become more likely to occur. As a result, Is insufficient.
본 발명은, 상기 문제점에 비추어 이루어진 것으로, 자동차용 패널 등으로서 성형성 및 강도를 충분히 갖고, 박육화나 엄한 가공 조건에 의한 성형 후, 또한 도장 후에 있어서 외관 불량을 일으키지 않는, 우수한 표면 성상을 갖는 Al-Mg-Si계 합금판 및 그의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide an aluminum panel having sufficient formability and strength as an automobile panel and the like and having excellent surface properties after molding by thinning and severe processing conditions, -Mg-Si alloy plate and a method for producing the same.
상기 과제를 해결하기 위해서, 본 발명자들은, 종래에 발명한 재결정 조직의 미세화를 위한 압연 조건 등에 더하여, 그 재결정시에 핵으로 되는 금속간 화합물이 고밀도로 존재하는 경우에, 각각의 금속간 화합물이 핵이 되기 때문에 한층 더 재결정 조직이 미세화되고, 더욱이 재결정된 결정 방위가 랜덤이 되기 쉬운 것을 발견했다. 그래서, 알루미늄 합금판의 단면에 나타나는 금속간 화합물에 대하여, 그 크기 및 분포 상태의 적정치, 및 이러한 금속간 화합물을 정출, 석출시키기 위한 조건을 예의 연구했다. In order to solve the above problems, the inventors of the present invention have found that when the intermetallic compounds as nuclei are present at a high density at the time of recrystallization in addition to rolling conditions for refinement of the recrystallized structure conventionally invented, As a result, the recrystallized structure becomes finer and the recrystallized crystal orientation tends to become random. Therefore, for the intermetallic compound appearing on the cross section of the aluminum alloy plate, a suitable value of the size and distribution state thereof, and a condition for crystallizing and precipitating such an intermetallic compound were studied extensively.
즉, 본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판은, Si: 0.4∼1.5질량%, Mg: 0.4∼1.0질량%, Fe: 0.1∼1.0질량%, Mn: 0.1∼0.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 형성된 것이다. 그리고, 이 성형 가공용 알루미늄 합금판은, 압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서, 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 면적률: 0.4% 이상, 개수 밀도: 1350개/mm2 이상인 것을 특징으로 한다. 상기 성형 가공용 알루미늄 합금은, 추가로 Cu: 0.05∼1.0질량%, Cr: 0.15질량% 이하, Zr: 0.15질량% 이하, Ti: 0.007∼0.10질량% 중 적어도 1종을 함유하는 것이 바람직하고, 추가로 Zn: 0.5질량% 이하를 함유할 수도 있다. That is, the aluminum alloy sheet for molding according to the present invention contains 0.4 to 1.5% by mass of Si, 0.4 to 1.0% by mass of Mg, 0.1 to 1.0% by mass of Fe and 0.1 to 0.5% by mass of Mn, Al and an aluminum alloy composed of inevitable impurities. The Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circular equivalent diameter of 2.0 m or more in the plate thickness direction center section of the cross section including the rolling direction of the aluminum alloy sheet for molding is 0.4% Or more and the number density is 1350 / mm 2 or more. It is preferable that the aluminum alloy for molding further contains at least one of Cu: 0.05 to 1.0 mass%, Cr: 0.15 mass% or less, Zr: 0.15 mass% or less, and Ti: 0.007 to 0.10 mass% 0.5% by mass or less of Zn.
이와 같이, 소정량의 Si, Mg를 함유하는 Al-Mg-Si계 합금으로 함으로써 높은 성형성 및 강도를 갖고, 또한 소정량의 Mn, Fe를 첨가하여 충분한 양의 금속간 화합물을 석출시킴으로써 이러한 금속간 화합물을 핵으로 하여 미세한 재결정 조직이 얻어져, 랜덤한 결정 방향이 되기 때문에, 엄한 가공 조건으로 성형되더라도 도장 후의 표면에 리징 마크와 같은 외관 불량을 일으키지 않는다. As described above, the Al-Mg-Si alloy containing Si and Mg in a predetermined amount has high moldability and strength, and a predetermined amount of Mn and Fe is added to precipitate a sufficient amount of intermetallic compound, A minute recrystallized structure is obtained using the intercalation compound as a nucleus, and a random crystal orientation is obtained. Therefore, even if molded under severe processing conditions, no appearance defect such as a ridging mark is caused on the surface after coating.
또, 본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판의 제조방법은, 상기 성분의 알루미늄 합금을 용해하여 주괴를 주조하는 주조 공정과, 상기 주괴를 500∼580℃의 범위의 온도로 1시간 이상의 열처리로 균질화하는 균질화 열처리 공정과, 상기 균질화한 주괴를 350∼450℃의 범위의 온도로 하면서 열간 압연하여 열간 압연판을 제조하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연판을 총 압연율 40% 이상으로 냉간 압연하여 냉간 압연판을 제조하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연판을 500∼560℃의 범위의 온도에 도달할 때까지 가열한 후에 실온으로 냉각하는 용체화 처리 공정을 행하는 것이다. 그리고, 상기 열간 압연 공정은, 100mm 이하 30mm 이상의 판 두께에 도달하고 있을 때에 압하율 40% 이상의 압연 패스를 적어도 1패스 행하고, 최종 압연 패스에 있어서, 상기 압연 패스에 있어서의 압하율(%)을 r로 나타내었을 때, 종료 온도가 (445-3r)℃ 이상으로 되도록 압연하는 것을 특징으로 한다. A method for producing an aluminum alloy sheet for molding according to the present invention includes a casting step of melting an aluminum alloy of the above component to cast an ingot, a step of homogenizing the ingot at a temperature in the range of 500 to 580 캜 for 1 hour or more, A hot rolling step of producing a hot rolled plate by hot rolling while rolling the homogenized ingot at a temperature in the range of 350 to 450 占 폚 and a hot rolling step of cold rolling the hot rolled plate to a total rolling ratio of 40% A cold rolling step of producing a cold rolled sheet; and a solution treatment step of cooling the cold rolled sheet to room temperature after heating to a temperature in the range of 500 to 560 占 폚. In the hot rolling step, the rolling pass with a reduction ratio of 40% or more is performed at least one pass when the plate thickness reaches 100 mm or less and 30 mm or more, and the reduction rate (%) in the rolling pass is r, and the finish temperature is not less than (445-3r) 占 폚.
이와 같이, 열간 압연 공정에서, 소정의 판 두께 범위에서의 압연 패스를 충분한 압하율로 압연함으로써 조대한 조직을 없애고, 또한 종료 온도를 최종 압연 패스의 압하율에 따른 소정치 이상으로 하는 것에 의해 종료 후에 재결정이 촉진된다. 그 결과, 냉간 압연 전에 중간 소둔하지 않고도, 랜덤한 방향의 결정으로 이루어지는 미세한 재결정 조직의 알루미늄 합금판이 얻어진다. Thus, in the hot rolling step, the rolling path in a predetermined plate thickness range is rolled at a sufficiently low rolling rate to eliminate coarse texture, and the end temperature is set to a predetermined value or more according to the reduction rate of the final rolling pass, Recrystallization is promoted later. As a result, an aluminum alloy sheet having a fine recrystallized structure consisting of crystals in a random direction can be obtained without intermediate annealing before cold rolling.
본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판에 의하면, 성형성 및 강도를 충분히 가져, 엄한 가공 조건으로 성형되더라도 도장 후의 표면에 리징 마크와 같은 외관 불량을 일으키지 않는 자동차용 패널 등을 제조할 수 있다. 그리고, 본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판의 제조방법에 의하면, 상기 효과를 갖는 성형 가공용 알루미늄 합금판을 좋은 생산성으로 제조할 수 있다. According to the aluminum alloy plate for molding according to the present invention, it is possible to produce an automobile panel or the like which has sufficient moldability and strength and does not cause appearance defect such as a ridging mark on the surface after coating even if it is molded under severe processing conditions. According to the method for producing an aluminum alloy sheet for molding according to the present invention, an aluminum alloy sheet for molding with the above effect can be produced with good productivity.
도 1은 구두(球頭) 장출 성형성 시험(spherical stretch forming test)의 방법을 설명하는 단면도이다.
도 2는 플랫 헴 가공의 방법을 설명하는 측면도이다.
도 3은 표면 조도의 측정 방법을 설명하는 프로파일도이다.
1 is a cross-sectional view illustrating a method of a spherical stretch forming test.
2 is a side view illustrating a method of flat hemming.
3 is a profile diagram for explaining a method of measuring the surface roughness.
본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판(이하, 알루미늄 합금판)은, 프레스 가공 등에 의해 원하는 형상으로 성형된 후, 표면에 도장, 소부 처리를 실시하여, 자동차의 패널 구조체 등으로 제조되기 위한 판재이다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 특별히 판 두께를 규정하지 않지만, 이러한 자동차의 패널 구조체로 성형되는 판재로서는, 1.0mm 정도가 일반적이다. The aluminum alloy plate for molding (hereinafter referred to as an aluminum alloy plate) according to the present invention is a plate material which is molded into a desired shape by pressing or the like and then painted or baked on the surface thereof to be manufactured into an automobile panel structure or the like . The aluminum alloy sheet according to the present invention does not particularly specify the plate thickness, but is generally about 1.0 mm as a plate material molded from a panel structure of such an automobile.
이하, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판을 실현하기 위한 형태에 대하여 설명한다. Hereinafter, an embodiment for realizing the aluminum alloy plate according to the present invention will be described.
본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, Si: 0.4∼1.5질량%, Mg: 0.4∼10질량%, Fe: 0.1∼1.0질량%, Mn: 0.1∼0.5질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 형성된 것으로, 일반적인 알루미늄 합금판과 마찬가지로, 용해, 주조, 열간 압연, 냉간 압연을 거쳐 판재로 제조된다(제조 방법의 상세는 후기에 설명한다.). 또는 상기 알루미늄 합금은, 추가로 Cu: 0.05∼1.0질량%를 함유할 수도 있다. 그리고, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 그의 압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서, 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 면적률: 0.4% 이상, 개수 밀도: 1350개/mm2 이상이다. 이하에, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판을 구성하는 각 요소에 대하여 설명한다. The aluminum alloy sheet according to the present invention contains 0.4 to 1.5% by mass of Si, 0.4 to 10% by mass of Mg, 0.1 to 1.0% by mass of Fe and 0.1 to 0.5% by mass of Mn, And is made of a plate material through dissolution, casting, hot rolling, and cold rolling in the same manner as a general aluminum alloy plate (details of the manufacturing method will be described later). Alternatively, the aluminum alloy may further contain 0.05 to 1.0% by mass of Cu. In the aluminum alloy sheet according to the present invention, an Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 2.0 m or more at the center in the thickness direction of the cross section including the rolling direction thereof, 0.4% or more, and the number density is 1350 / mm 2 or more. Hereinafter, each element constituting the aluminum alloy sheet according to the present invention will be described.
〔알루미늄 합금의 성분〕[Component of aluminum alloy]
(Si: 0.4∼1.5질량%) (Si: 0.4 to 1.5% by mass)
Si는, 지금(地金) 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되는 것이고, 또한, 알루미늄 합금에 있어서 고용 강화에 의해 강도를 향상시키는 효과가 있고, 또한 Mg와 공존하는 경우, 도장 소부 처리 등의 저온에서의 인공 시효 처리시에, Mg-Si계 금속간 화합물(Mg2Si)을 생성하여 강도 향상에 기여한다. 이들 효과에 의해 충분한 강도를 얻기 위해서, Si의 함유량은 0.4질량% 이상으로 하고, 바람직하게는 0.6질량% 이상이다. 한편, Si의 함유량이 1.5질량%를 초과하면, 주조에 있어서의 응고시에 정출물(晶出物)이, 그 후의 냉각시에 석출물(析出物)이 각각 조대한 것으로서 생성되어, 후속 공정에서도 잔류하기 때문에 성형성이 저하되고, 더욱이 입계 균열이 발생하기 때문에 용접성이 저하된다. 따라서, Si의 함유량은 1.5질량% 이하로 하고, 바람직하게는 1.3질량% 이하이다. Si is incorporated as an impurity in the aluminum alloy, and the aluminum alloy has an effect of enhancing the strength by solid solution strengthening. When the aluminum alloy coexists with Mg, At the time of artificial aging treatment, Mg-Si intermetallic compound (Mg 2 Si) is produced and contributes to improvement of strength. In order to obtain sufficient strength by these effects, the Si content is 0.4 mass% or more, and preferably 0.6 mass% or more. On the other hand, when the content of Si exceeds 1.5% by mass, precipitates (precipitates) are generated as coarse substances during cooling after the crystallization at the time of solidification in casting, The moldability is deteriorated due to the residual, and intergranular cracks occur, resulting in deterioration in weldability. Therefore, the content of Si is 1.5 mass% or less, and preferably 1.3 mass% or less.
(Mg: 0.4∼1.0질량%) (Mg: 0.4 to 1.0 mass%)
Mg는, 알루미늄 합금에 있어서 고용 강화에 의해 강도를 향상시키는 효과가 있고, 또한 Si와 공존하는 경우, 도장 소부 처리 등의 저온에서의 인공 시효 처리시에, Mg2Si와 같은 Mg-Si계 금속간 화합물을 생성하여 강도 향상에 기여한다. 이들 효과에 의해 충분한 강도를 얻기 위해서, Mg의 함유량은 0.4질량% 이상으로 한다. 한편, Mg의 함유량이 1.0질량%를 초과하면, 주조시에 상기 금속간 화합물이 조대한 것으로 되어 정출, 석출하여, 후속 공정을 거쳐서도 잔류하기 때문에 성형성이 저하된다. 따라서, Mg의 함유량은 1.0질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.8질량% 이하이다. Mg has an effect of enhancing the strength by solid solution strengthening in the aluminum alloy. When Mg is coexistent with Si, Mg is added to Mg-Si based metal such as Mg 2 Si at artificial aging treatment at a low temperature, It contributes to the improvement of strength by generating an inter-compound. In order to obtain sufficient strength by these effects, the content of Mg is 0.4 mass% or more. On the other hand, when the content of Mg exceeds 1.0% by mass, the intermetallic compound becomes coarse during casting and crystallizes and precipitates, and remains after the subsequent steps, so that moldability is lowered. Therefore, the content of Mg is 1.0 mass% or less, preferably 0.8 mass% or less.
(Fe: 0.1∼1.0질량%) (Fe: 0.1 to 1.0% by mass)
Fe는, 지금 불순물로서 알루미늄 합금 중에 혼입되는 것이고, 또한, 알루미늄 합금 중에서, Mn, Si와 함께 Al6(Mn, Fe)와 같은 Al-Mn-Fe계 금속간 화합물이나 Al12(Mn, Fe)3Si와 같은 Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물을 생성한다. 주조시에 이들 금속간 화합물이 정출함으로써, 열간 압연 후에 있어서 이 정출물을 핵으로 재결정이 진행하여, 미세하고 또한 랜덤한 집합 조직으로 된다. 정출물을 적정한 양으로 하여 미세한 재결정 조직을 얻기 위해서, Fe의 함유량은 0.1질량% 이상으로 하고, 바람직하게는 0.15질량% 이상, 더 바람직하게는 0.2질량% 이상이다. 한편, Fe 에 대해서는 어느 정도의 함유량을 허용함으로써, 상기 알루미늄 합금의 원료에 스크랩재 등을 많이 혼합할 수 있어, 리사이클성이 향상된다. 단, Fe의 함유량이 1.0질량%를 초과하면, 상기 금속간 화합물이 조대하게 생성되어, 강도나 성형성이 저하된다. 따라서, Fe의 함유량은 1.0질량% 이하로 한다. Fe is presently incorporated in the aluminum alloy as an impurity and Al-Mn-Fe intermetallic compounds such as Al 6 (Mn, Fe) or Al 12 (Mn, Fe) to produce a Al-Mn-Fe-Si-based intermetallic compounds such as Si 3. These intermetallic compounds crystallize at the time of casting, and after the hot rolling, recrystallization proceeds from the crystallized product to the nucleus, resulting in a fine and random texture. The content of Fe is 0.1% by mass or more, preferably 0.15% by mass or more, and more preferably 0.2% by mass or more, in order to obtain a fine recrystallized structure with an appropriate amount of the crystallized product. On the other hand, by allowing a certain amount of content of Fe, it is possible to mix a large amount of scrap material or the like in the raw material of the aluminum alloy, thereby improving the recyclability. However, if the content of Fe exceeds 1.0% by mass, the above intermetallic compound is produced in a large amount, and the strength and formability are deteriorated. Therefore, the content of Fe is 1.0% by mass or less.
(Mn: 0.1∼0.5질량%) (Mn: 0.1 to 0.5% by mass)
Mn은, 알루미늄 합금 중에서, Fe, Si와 함께 Al6(Mn, Fe)와 같은 Al-Mn-Fe계 금속간 화합물이나 Al12(Mn, Fe)3Si와 같은 Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물을 생성한다. 주조시에 이들 금속간 화합물이 정출함으로써, 열간 압연 후에 있어서 이 정출물을 핵으로 재결정이 진행하여, 미세하고 또한 랜덤한 집합 조직으로 된다. 정출물을 적정한 양으로 하여 미세한 재결정 조직을 얻기 위해서, Mn의 함유량은 0.1질량% 이상으로 한다. 한편, Mn의 함유량이 0.5질량%를 초과하면, 상기 금속간 화합물이 조대하게 생성되어, 강도나 성형성이 저하된다. 따라서, Mn의 함유량은 0.5질량% 이하로 한다. Mn is, from an aluminum alloy, Al 6 with Fe, Si (Mn, Fe) and Al-Mn-Fe intermetallic compound and Al 12 (Mn, Fe) 3 Si and Al-Mn-Fe-Si-based, such as To produce an intermetallic compound. These intermetallic compounds crystallize at the time of casting, and after the hot rolling, recrystallization proceeds from the crystallized product to the nucleus, resulting in a fine and random texture. In order to obtain a fine recrystallized structure with an adequate amount of the crystallized product, the content of Mn is set to 0.1% by mass or more. On the other hand, when the content of Mn exceeds 0.5% by mass, the above-mentioned intermetallic compound is produced in a large amount and the strength and formability are lowered. Therefore, the content of Mn is 0.5 mass% or less.
(Cu: 0.05∼1.0질량%) (Cu: 0.05 to 1.0% by mass)
Cu는, 알루미늄 합금에서 고용하여, 가공 경화성을 높게 하여 프레스 가공시의 성형성이 향상된다. 또한, Cu는, 도장 소부 처리 등의 저온에서의 인공 시효 처리로, 시효 석출물의 형성을 촉진시키는 효과를 갖는다. 이들 효과를 충분한 것으로 하기 위해서, Cu의 함유량은 0.05질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu의 함유량이 1.0질량%를 초과하면, 가공 경화가 과대해져 성형성이 저하되고, 또한 내응력부식크랙성이나 내사상부식성(filiform corrosion resistance)이 현저히 열화된다. 따라서, Cu의 함유량은 1.0질량% 이하로 한다. Cu is dissolved in an aluminum alloy to increase the work hardening property and improve the formability at the time of press working. Further, Cu has an effect of accelerating the formation of aged precipitates by an artificial aging treatment at a low temperature such as a paint baking treatment. In order to make these effects satisfactory, the content of Cu is preferably 0.05 mass% or more. On the other hand, when the content of Cu exceeds 1.0% by mass, the work hardening becomes excessive and the formability is lowered, and the stress cracking resistance and the filiform corrosion resistance remarkably deteriorate. Therefore, the Cu content is set to 1.0% by mass or less.
(Cr: 0.15질량% 이하, Zr: 0.15질량% 이하, Ti: 0.007∼0.10질량%, Zn: 0.5질량% 이하)(Cr: 0.15 mass% or less, Zr: 0.15 mass% or less, Ti: 0.007 to 0.10 mass%, and Zn: 0.5 mass%
본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 상기 성분 이외에, 예컨대 Cr, Zn, Ti, Zr, B가 불가피적 불순물로서 포함되어 있는 것이 고려되고, 이들의 함유량은, Cr, zr: 각 0.15질량% 이하, Zn: 0.5질량% 이하, Ti: 0.10질량% 이하이면, 본 발명의 효과를 저해하지 않아 허용된다. 또한, Ti 및 B를 첨가함으로써 알루미늄 합금의 주괴 조직을 미세화하는 작용이 얻어진다. 이러한 작용을 얻기 위해서, 통상, 질량비로 Ti가 B의 5배가 되는 배합의 주괴 미세화제(TiB)를, 와플(waffle)상 또는 로드(rod)상의 형태로 용탕(용해로, 개재물 필터, 탈가스 장치, 용탕 유량 제어 장치 중 어느 하나에 투입된, 슬래브 응고 전의 용탕)에 첨가한다. 이 경우, 알루미늄 합금판에 있어서의 Ti의 함유량이 0.007질량% 이상이 되는 양의 Ti(TiB)의 첨가에 의해, 주괴의 결정립이 미세화되어, 알루미늄 합금판의 성형성이 향상된다. 즉, 상기 효과를 얻기 위해서는 Ti의 함유량을 0.007질량% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 이 경우, 상기 배합에 따른 B도 필연적으로 첨가되게 된다. 한편, 알루미늄 합금판에 있어서의 Ti의 함유량이 0.10질량%를 초과하면, 조대한 정출물이 형성되어, 알루미늄 합금판의 성형성이 저하된다. 따라서, Ti의 함유량은 0.10질량% 이하로 하고, 또한 상기 배합에 따라 B의 함유량을 허용하는 것으로 한다. It is considered that the aluminum alloy sheet according to the present invention contains Cr, Zn, Ti, Zr and B as inevitable impurities in addition to the above components. The content of Cr, zr is 0.15 mass% or less, 0.5% by mass or less of Zn, and 0.10% by mass or less of Ti, which is acceptable because the effect of the present invention is not impaired. Further, by adding Ti and B, an action of refining the ingot texture of the aluminum alloy is obtained. In order to obtain such a function, the ingot finer (TiB) in which the Ti is 5 times as large as the B in the mass ratio is melted in the form of a waffle or a rod in a molten state (melting furnace, , A molten metal introduced into any one of the molten metal flow control apparatuses before solidification of the slab). In this case, the addition of Ti (TiB) in an amount such that the content of Ti in the aluminum alloy sheet is 0.007 mass% or more makes the crystal grains of the ingot microfine and improves the formability of the aluminum alloy plate. That is, in order to obtain the above effect, the content of Ti is preferably 0.007% by mass or more, and in this case, B according to the above-mentioned blend is inevitably added. On the other hand, when the content of Ti in the aluminum alloy plate exceeds 0.10 mass%, coarse crystallized products are formed and the formability of the aluminum alloy plate is deteriorated. Therefore, the content of Ti is set to 0.10 mass% or less, and the content of B is allowed to be allowed according to the above mixing ratio.
Cr, Zr의 각 함유량이 0.15질량%을 초과하면, 조대한 금속간 화합물이 생성되어 알루미늄 합금판의 성형성이 저하되고, 또한 내식성이 저하된다. 마찬가지로, Zn의 함유량이 0.5질량%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물이 생성되어 알루미늄 합금판의 성형성이 저하되고, 또한 내식성이 현저히 저하된다. 한편, Cr, Zr은, 알루미늄 합금판이 제조될 때에, 균질화 열처리시에 분산 입자(분산상)를 생성하여, 결정립을 미세화하는 효과를 갖기 때문에, 상기 범위로 함유하는 것이 바람직하다. 또한, Zn은, 열교환기용의 알루미늄 합금 블레이징 시트 등의 클래드재에 많이 첨가되기 때문에, 그의 제조 과정에서 발생한 스크랩재에 많이 함유된다. 그래서, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, Zn에 대해서는 어느 정도의 함유량을 허용함으로써, 상기 알루미늄 합금의 원료에 상기 스크랩재를 많이 혼합할 수 있어, 리사이클성이 향상된다. If the content of Cr and Zr exceeds 0.15% by mass, a coarse intermetallic compound is formed to lower the formability of the aluminum alloy plate, and the corrosion resistance is lowered. Likewise, when the content of Zn exceeds 0.5 mass%, a coarse intermetallic compound is produced to lower the formability of the aluminum alloy plate, and the corrosion resistance remarkably deteriorates. On the other hand, Cr and Zr are preferably contained in the above-mentioned range since they have the effect of producing dispersed particles (dispersed phase) at the time of homogenizing heat treatment and making the grain finer when the aluminum alloy sheet is produced. In addition, since Zn is added to clad materials such as aluminum alloy blanging sheets for heat exchangers, Zn is contained in a large amount in scrap materials produced during its production. Therefore, the aluminum alloy sheet according to the present invention can mix a large amount of the scrap material with the raw material of the aluminum alloy by allowing a certain amount of content of Zn, thereby improving the recyclability.
〔알루미늄 합금판의 금속간 화합물〕[Intermetallic compound of aluminum alloy sheet]
(압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서의 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물의 면적률: 0.4% 이상, 개수 밀도: 1350개/mm2 이상)(Or higher Al-Mn-Fe (-Si) based metal-to-area ratio of the compound is equivalent circle diameter from the center of the plate thickness direction of the cross section including the rolling direction 2.0μm: 0.4% or more, the number density: 1 350 / mm 2 More than)
본 발명에 따르는 알루미늄 합금판에 존재하는 금속간 화합물은, 주로 Al6(Mn, Fe), Al12(Mn, Fe)3Si 등의 Al-Mn-Fe계, Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물(이하, 이들을 통틀어 「Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물」이라고 한다), 및 Mg2Si 등의 Mg-Si계 금속간 화합물이다. 알루미늄 합금판에 있어서, 이들 금속간 화합물 중, 어느 정도의 크기 이상의 것이 열간 압연 후에 있어서 재결정의 핵이 된다. 여기서, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 냉간 압연 후에 용체화 처리되어 있기 때문에, Si, Mg의 일부는 고용한다. 따라서, 알루미늄 합금판에 있어서는, 열간 압연 후, 즉 냉간 압연 전에 있어서 재결정의 핵이 된 Mg-Si계 금속간 화합물을 특정하는 것이 곤란하기 때문에, Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물을 지표로 한다. 즉, 알루미늄 합금판의 압연 방향을 포함하는 단면(L-ST면)의 판 두께 방향 중심부에서의 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 열간 압연 후에 있어서 재결정의 핵이 된 금속간 화합물이라고 추측된다. Between the metal present in the aluminum alloy plate according to the invention compounds are mainly Al 6 (Mn, Fe), Al 12 (Mn, Fe) 3 Si including Al-Mn-Fe-based, Al-Mn-Fe-Si type of (Hereinafter, referred to as "Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound") and an Mg-Si based intermetallic compound such as Mg 2 Si. In an aluminum alloy plate, a certain amount or more of these intermetallic compounds become the nuclei of recrystallization after hot rolling. Here, since the aluminum alloy sheet according to the present invention is subjected to the solution treatment after cold rolling, a part of Si and Mg is employed. Therefore, in the aluminum alloy sheet, it is difficult to specify the Mg-Si intermetallic compound which has become the nucleus of recrystallization after the hot rolling, that is, before the cold rolling. Therefore, the Al- As the index. That is, the Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 2.0 μm or more at the center in the plate thickness direction of the end surface (L-ST surface) including the rolling direction of the aluminum alloy sheet, Which is the intermetallic compound which became the nucleus of recrystallization.
원상당 직경이 2.0μm 이상인 금속간 화합물이란, 상기 금속간 화합물의 알루미늄 합금판의 단면에 있어서의 면적(단면적)이 직경 2.0μm인 원의 면적 이상인 것을 가리키고, 최대 길이로서는 3∼6μm 정도에 상당한다. 그리고, 이러한 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 알루미늄 합금판의 압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서 면적률 0.4% 이상이고 또한 1350개/mm2 이상 존재하고 있으면, 열간 압연판의 단계에서, 적어도 표면에서, 재결정의 핵이 될 수 있는 크기의 금속간 화합물(Mg-Si계 금속간 화합물을 포함한다)이 충분히 분포되어, 미세하고 또한 방향이 랜덤한 재결정 조직이 형성되었다고 판정할 수 있다. 이러한 금속간 화합물의 분포는, 상기 Mg, Si, Fe, Mn의 각 함유량, 및 후기의 제조 조건에 의해 제어된다. An intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 2.0 m or more means that the area (cross-sectional area) of the aluminum alloy sheet of the intermetallic compound is not less than the area of a circle having a diameter of 2.0 m, and the maximum length is equivalent to about 3 to 6 m do. If the Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound is present at an area ratio of 0.4% or more and 1350 / mm 2 or more at the central portion in the plate thickness direction of the section including the rolling direction of the aluminum alloy sheet , The intermetallic compound (including the Mg-Si intermetallic compound) having a size capable of becoming the core of the recrystallization is sufficiently distributed at least on the surface of the hot-rolled sheet, and the fine, Can be determined to be formed. The distribution of the intermetallic compound is controlled by the respective contents of Mg, Si, Fe and Mn, and the later production conditions.
압연판에 있어서는, 압연면, 즉, 주괴 표면에 가까운 금속간 화합물 쪽이 압연시에 파쇄되어 미세화되기 쉽기 때문에, 열간 압연판의 표면 근방에 있고 재결정의 핵이 된 크기가 어느 정도 이상인 금속간 화합물은, 그 대부분이 후속 냉간 압연에서 파쇄되어 있는 경향이 있다. 따라서, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 비교적 큰 금속간 화합물이 많이 존재(잔류)하기 쉬운 판 두께 방향 중심부에서, 금속간 화합물의 분포를 규제한다. 한편, 단면의 판 두께 방향 중심부란, 구체적으로는, 판 두께 방향 1/2의 부위를 중심으로 하여 판 두께의 55∼70%에 상당하는 범위를 가리킨다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판에 있어서는, 압연 방향을 포함하는 단면에 있어서의 금속간 화합물을 관찰하여, 그 원상당 직경에 의해 분포의 규제 대상을 선별한다. In the case of the rolled plate, the intermetallic compound near the rolled surface, that is, the surface of the ingot, is easily crushed and refined at the time of rolling. Therefore, the intermetallic compound which is near the surface of the hot- Most of them tend to be crushed in the subsequent cold rolling. Therefore, the aluminum alloy sheet according to the present invention regulates the distribution of the intermetallic compound in the central portion in the direction of the thickness in which a relatively large intermetallic compound is likely to exist (remain). On the other hand, the central portion in the plate thickness direction of the section means specifically a range corresponding to 55 to 70% of the plate thickness centering on a half of the plate thickness direction. In the aluminum alloy sheet according to the present invention, the intermetallic compound in the cross section including the rolling direction is observed, and the regulated object of the distribution is selected by the circle equivalent diameter.
금속간 화합물의 검출 수단에는, 주사형 전자 현미경(SEM)의 적용을 일례로서 들 수 있다. Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물은 SEM의 조성(COMPO) 상에 있어서 모상과의 콘트라스트로 식별할 수 있고, Al-Mn-Fe계 금속간 화합물 및 Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물은 Al 모상보다 희게 찍히고, Mg-Si계 금속간 화합물은 Al 모상보다 검게 찍힌다. 알루미늄 합금판의 단면에 있어서의 금속간 화합물은, 알루미늄 합금판을 잘라내어, 압연 방향과 판 두께 방향을 포함하는 절단면(L-ST면)을 기계 연마로 경면 마무리하여 관찰면으로 하고, 알루미늄 합금판의 판 두께 방향 1/2의 부위를 중심으로 한 판 두께의 55∼70%에 상당하는 범위를 관찰한다. 이 범위의 영역에서 바람직하게는 복수의 시야를 배율 100배 정도로 관찰, 촬영하여, 화상 처리 장치 등을 이용하여 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물에 대한 면적률 및 개수 밀도를 측정할 수 있다. As a means for detecting the intermetallic compound, application of a scanning electron microscope (SEM) is an example. The Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound can be identified by contrast with the parent phase on the composition (COMPO) of the SEM, and the Al-Mn-Fe intermetallic compound and the Al- The intermetallic compound is whiter than the Al phase, and the Mg-Si intermetallic compound is darker than the Al phase. The intermetallic compound in the cross section of the aluminum alloy sheet is obtained by cutting out an aluminum alloy plate and subjecting the cut surface (L-ST surface) including the rolling direction and the plate thickness direction to mirror surface finish by mechanical polishing, In a range of 55 to 70% of the plate thickness centered on a half of the plate thickness direction. A plurality of fields of view are preferably observed and photographed at a magnification of about 100 times in the region of this range, and an image of the Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circle equivalent diameter of 2.0 m or more Area ratio and number density can be measured.
다음으로 본 발명에 따르는 성형 가공용 알루미늄 합금판의 제조방법을 설명한다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 상기 성분의 알루미늄 합금을 용해하여 주괴를 주조하는 주조 공정과, 주괴를 열처리에 의해 균질화하는 균열 처리 공정과, 이 주괴를 열간 압연하여 열간 압연판으로 하는 열간 압연 공정과, 열간 압연판을 냉간 압연하여 냉간 압연판으로 하는 냉간 압연 공정과, 냉간 압연판을 가열 및 냉각에 의해 용체화, 담금질 처리를 하는 용체화 처리 공정을 행하는 것에 의해 제조된다. 이하에, 각 공정의 조건에 대하여 설명한다. Next, a method of manufacturing an aluminum alloy plate for molding according to the present invention will be described. The aluminum alloy sheet according to the present invention is characterized in that it comprises a casting process of casting an ingot by dissolving the aluminum alloy of the above component, a cracking process of homogenizing the ingot by heat treatment, a hot rolling process of hot- A cold rolling step of cold-rolling the hot-rolled sheet to form a cold-rolled sheet, and a solution-treating step of heat-treating and quenching the cold-rolled sheet by heating and cooling. The conditions of each step will be described below.
〔주조 공정〕[Casting process]
처음에, 알루미늄 합금을 용해하여, DC 주조법 등의 공지된 반연속 주조법에 의해 주조하고, 알루미늄 합금의 고상선 온도 미만까지 냉각하여 주괴를 얻는다. First, an aluminum alloy is melted and cast by a known semi-continuous casting method such as a DC casting method and cooled to a temperature below the solidus temperature of the aluminum alloy to obtain an ingot.
〔균열 처리 공정〕[Crack processing step]
주괴를 압연하기 전에, 소정 온도로 균질화 열처리(균열 처리)하는 것이 필요하다. 주괴에 열처리를 실시하는 것에 의해, 내부 응력이 제거되어, 주조시에 편석한 β-Mg2Si나 조직이 균질화되고, 또한 주조 냉각시에 정출하거나 그 이후에 석출한 금속간 화합물이 성장하여, 열간 압연 후에 있어서 재결정의 핵이 될 수 있는 적절한 크기가 된다. It is necessary to perform a homogenizing heat treatment (cracking treatment) at a predetermined temperature before rolling the ingot. By performing the heat treatment on the ingot, the internal stress is removed, and the intermetallic compound, which is segregated at the time of casting and homogenized in the structure of β-Mg 2 Si and crystallized at the time of casting cooling or after that, And becomes an appropriate size to become the core of recrystallization after hot rolling.
(열처리 온도: 500∼580℃, 열처리 시간: 1시간 이상)(Heat treatment temperature: 500 to 580 占 폚, heat treatment time: 1 hour or more)
균열 처리 공정에서, 열처리 온도(주괴 온도)가 500℃ 미만에서는, 주괴의 조직의 균질화에 시간이 걸리기 때문에, 생산성이 낮게 되고, 게다가 온도가 낮게 되면 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판의 성분의 주괴를 균질화하기 어려워진다. 한편, 열처리 온도가 580℃를 초과하면, 주괴가 국소적으로 재용융(버닝)하여 판의 표면의 성상이 악화되고, 게다가 그 후의 열간 압연이 불가능하여 진다. 따라서, 균열 처리 공정에서, 열처리 온도는 500℃ 이상 580℃ 이하로 한다. 또한, 열처리 시간은 1시간 미만이면 주괴의 균질화가 완료되지 않을 우려가 있기 때문에, 1시간 이상으로 하고, 한편, 상한은 특별히 한정하는 것이 아니지만, 처리 시간이 길게 되면 생산성이 저하되기 때문에, 10시간 이하가 바람직하다. When the heat treatment temperature (ingot temperature) is less than 500 캜 in the cracking process, it takes time to homogenize the texture of the ingot, so that the productivity becomes low. Further, when the temperature is low, the ingot of the component of the aluminum alloy sheet according to the present invention It becomes difficult to homogenize. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 580 DEG C, the ingot is locally re-melted (burned) to deteriorate the property of the surface of the plate, and subsequent hot rolling can not be performed. Therefore, in the crack treatment step, the heat treatment temperature is set to 500 ° C or more and 580 ° C or less. Since the homogenization of the ingot may not be completed if the heat treatment time is less than 1 hour, the time is set to 1 hour or more, while the upper limit is not particularly limited. However, Or less.
주괴를 압연하기 전에, 주괴의 표층을 절삭하여 제거하는 면삭(面削)을 행할 필요가 있다. 면삭은 균열 처리 전후의 어디에서도 행할 수 있다. 균열 처리 전에 면삭을 행한 경우는, 균열 처리의 종료 후, 주괴의 온도 강하가 열간 압연의 소정의 개시 온도까지가 되도록, 빠르게 열간 압연을 시작하는 것이 바람직하다. 한편, 균열 처리 후에 면삭을 행한 경우는, 주괴를 상기 소정의 개시 온도로 가열(예비가열)하고 나서, 열간 압연을 행한다. It is necessary to perform cutting to remove the surface layer of the ingot before rolling the ingot. The sanding can be performed anywhere before or after the cracking treatment. When the cutting is performed before the cracking treatment, it is preferable to start the hot rolling rapidly so that, after the completion of the cracking treatment, the temperature drop of the ingot reaches the predetermined start temperature of the hot rolling. On the other hand, when the cutting is performed after the cracking treatment, the ingot is heated (preliminary heating) to the predetermined starting temperature and then hot-rolled.
〔열간 압연 공정〕[Hot rolling process]
균질화된 주괴를 열간 압연한다. 우선, 소정의 온도 범위의 개시 온도로 한 주괴에 대하여 조(粗)압연을 행하고, 또한 마무리 압연에 의해 원하는 판 두께로 하고, 소정의 온도 이상의 종료 온도에서 권취하여 열간 압연판을 얻는다. 열간 압연판의 판 두께는, 알루미늄 합금판으로 했을 때의 판 두께, 즉, 후속 냉간 압연 공정 후의 냉간 압연판의 판 두께로부터, 냉간 압연 공정에서의 총압연율(냉간 가공률)을 역산하여 설정하고, 구체적으로는, 1.7∼10mm 정도의 범위가 바람직하다. The homogenized ingot is hot-rolled. First, an ingot is roughly rolled at a starting temperature within a predetermined temperature range, and further rolled at a finish temperature equal to or higher than a predetermined temperature to obtain a hot rolled plate. The plate thickness of the hot-rolled plate is determined by inversely calculating the total rolling rate (cold working rate) in the cold rolling process from the plate thickness of the aluminum alloy plate, that is, the thickness of the cold-rolled plate after the subsequent cold- Specifically, a range of about 1.7 to 10 mm is preferable.
(개시 온도: 350∼450℃)(Starting temperature: 350 to 450 캜)
450℃를 넘는 온도의 주괴 등을 압연하면, 열간 압연의 종료 온도가 지나치게 높아질 우려가 있고, 그 후의 재결정으로 조직이 조대화하여, 최종적으로 알루미늄 합금판으로 제조되었을 때에 표면 거칠어짐 등의 불량이 발생하기 때문에, 열간 압연 개시 온도는 450℃ 이하로 한다. 한편, 온도가 낮으면, 변형 저항이 크기 때문에 1패스의 압하율을 높게 하기 어려워져, 원하는 판 두께로 하기까지의 패스수가 많아져 생산성이 저하될 뿐만 아니라, 패스를 많이 반복함으로써 더욱 온도가 강하된다. 열간 압연의 개시시에 있어서 주괴의 온도가 350℃ 미만에서는, 종료 온도가 지나치게 낮게 되어 후기하는 소정 온도를 만족할 수 없기 때문에, 열간 압연 개시 온도는 350℃ 이상으로 한다. 이러한 개시 온도는, 선행하는 균열 처리의 종료 후에 주괴를 상기 개시 온도까지 냉각하거나, 균열 처리 후에 냉각된 주괴를 예비가열하는 것에 의해 제어한다. If the ingot or the like having a temperature exceeding 450 캜 is rolled, the end temperature of the hot rolling may become excessively high, and the structure may be coarsened by the subsequent recrystallization. If the ingot is finally made of an aluminum alloy plate, , The hot-rolling start temperature is set to 450 DEG C or lower. On the other hand, when the temperature is low, since the deformation resistance is large, it is difficult to increase the reduction rate of one pass, so that the number of passes to the desired sheet thickness increases and the productivity is lowered. do. When the temperature of the ingot is lower than 350 占 폚 at the start of the hot rolling, since the finish temperature becomes too low and the predetermined temperature to be described later can not be satisfied, the hot rolling starting temperature is set to 350 占 폚 or higher. The starting temperature is controlled by cooling the ingot to the starting temperature after completion of the preceding cracking treatment or by preheating the ingot cooled after the cracking treatment.
(판 두께 100∼30mm에서의 압하율 40% 이상의 압연 패스: 1패스 이상)(Rolling pass with a reduction rate of 40% or more at a plate thickness of 100 to 30 mm: 1 pass or more)
열간 압연은, 일반적인 알루미늄재의 열간 압연과 같이 1패스의 압하율 30∼50% 정도의 범위로 행할 수 있지만, 본 발명에 있어서는, 패스수를 저감하여 생산성을 향상시키기 위해서, 또한 온도 강하를 억제하여 종료 온도를 후기의 소정치 이상으로 하여 재결정시키기 위해서, 각 패스의 압하율은 어느 정도 높은 것이 바람직하다. 특히, 판 두께가 100mm 이하로 되고 나서 30mm보다도 얇아지기 전에, 압하율 40% 이상의 압연 패스를 적어도 1패스 행할 필요가 있다. 열간 압연(조압연)의 초기∼중기에 있어서 40% 이상의 높은 압하율로 압연되는 일이 없는 경우, 결정립이 조대화하고, 이러한 조대 조직이 열간 압연(마무리 압연)의 종료까지 잔존한다. 그 결과, 그 후의 재결정에 있어서, 금속간 화합물이 충분히 분포되고 있더라도 미세한 결정 조직이 얻어지기 어렵다. 이 압하율 40% 이상의 압연 패스는, 100mm를 넘는 판 두께의 압연판에 행하더라도, 상기 압연판의 심부의 압연 조직이 잔존하기 쉽고, 한편, 30mm 미만의 판 두께의 압연판에 행하더라도, 이러한 압연 패스에 의한 판 두께의 변화량의 절대값이 작기 때문에 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 100∼30mm로 한정되는 판 두께란, 압하율 40% 이상의 패스로 압연하기 직전의 판 두께를 가리킨다. The hot rolling can be performed in a range of about 30 to 50% of the reduction rate of one pass as in general hot rolling of aluminum material. In the present invention, in order to reduce the number of passes and to improve the productivity, It is preferable that the reduction rate of each pass is somewhat high so as to recrystallize the end temperature to a value not less than a predetermined value in the later period. In particular, it is necessary to perform at least one pass of the rolling path with a reduction rate of 40% or more before the plate thickness becomes 100 mm or less and then becomes thinner than 30 mm. In the early to intermediate stages of hot rolling (rough rolling), when the rolling is not performed at a high reduction ratio of 40% or more, the crystal grains coarsen and such coarse structure remains until the end of hot rolling (finish rolling). As a result, even if intermetallic compounds are sufficiently distributed in subsequent recrystallization, it is difficult to obtain a fine crystal structure. Even if the rolling pass with a reduction ratio of 40% or more is performed on a rolled plate having a thickness exceeding 100 mm, the rolled structure of the core portion of the rolled plate tends to remain. On the other hand, The effect is not sufficiently obtained since the absolute value of the change amount of the plate thickness by the rolling passes is small. On the other hand, the plate thickness defined by 100 to 30 mm means the plate thickness immediately before rolling with a pass of 40% or more in the reduction rate.
(종료 온도: (445-(최종 패스 압하율)×3)℃ 이상)(End temperature: (445 - (final pass reduction rate) x 3) 占 폚 or more)
열간 압연 공정의 종료시(열간 마무리 압연의 종료시)에 열간 압연판의 권취 온도(종료 온도)가 낮으면, 열간 마무리 압연의 최종 패스 후에 있어서 재결정의 진행이 불충분하여, 열간 압연판에 압연 조직이 잔존한다. 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 상기한 바와 같이, 열간 압연 후에 있어서, 적정하게 분포된 금속간 화합물을 핵으로 하여 미세한 재결정 조직이 형성된다. 따라서, 냉간 압연 전에 완전히 재결정하고 있을 필요가 있기 때문에, 압연 조직이 잔존하고 있는 열간 압연판은, 냉간 압연 전에 소둔(중간 소둔)을 행하는 공정이 필요하게 되어, 생산성이 저하된다. 한편, 최종 패스의 압하율이 높을수록, 그 후의 재결정이 진행하기 쉬운 경향이 있다. 이 최종 패스의 압하율(%)을 r로 나타내었을 때, 종료 온도가(445-3r)℃ 이상이면, 재결정이 열간 압연판의 권취시에 있어서 충분히 진행하여 완료된다(압연 조직이 잔존하지 않는다). 즉, 열간 압연의 최종 패스에 있어서, 압하율이 높을수록 종료 온도가 낮게 되더라도 좋지만, 상기한 바와 같이, 압연판의 온도가 낮게 되면, 변형 저항이 크기 때문에 압하율을 높게 하는 것이 곤란하게 된다. 따라서, 열간 압연 공정에서의 종료 온도는, 상기 최종 패스의 압하율에 따른 온도이상으로 한다. 한편, 종료 온도가 400℃를 초과하면, 상기한 바와 같이 재결정으로 조직이 조대화하지만, 개시 온도의 상한의 규정에 의해, 종료 온도가 400℃를 넘는 것은 생기기 어렵기 때문에, 본 발명에 있어서는 특별히 규정하지 않는다. If the coiling temperature (finish temperature) of the hot-rolled sheet at the end of the hot-rolling step (at the end of the hot-finish rolling) is low, the progress of recrystallization after the final pass of the hot-finish rolling is insufficient, do. As described above, in the aluminum alloy sheet according to the present invention, after the hot rolling, a fine recrystallized structure is formed using the appropriately distributed intermetallic compound as a nucleus. Therefore, since it is necessary to completely recrystallize the steel sheet before cold rolling, the hot-rolled sheet in which the rolled structure remains is required to be subjected to annealing (intermediate annealing) before cold rolling, and the productivity is lowered. On the other hand, the higher the reduction rate of the final pass is, the more likely the subsequent recrystallization proceeds. When the reduction ratio (%) of the final pass is represented by r, if the termination temperature is not lower than (445-3r) 占 폚, the recrystallization is sufficiently advanced at the time of winding the hot rolled sheet and is completed ). That is, in the final pass of hot rolling, the higher the reduction rate, the lower the end temperature. However, as described above, when the temperature of the rolled plate is lowered, it is difficult to increase the reduction rate because of the large deformation resistance. Therefore, the termination temperature in the hot rolling process is set to be not lower than the temperature according to the reduction rate of the final pass. On the other hand, when the termination temperature exceeds 400 ° C, the structure is coarsened by recrystallization as described above. However, since the termination temperature does not exceed 400 ° C due to the definition of the upper limit of the initiation temperature, Not specified.
(열간 압연판의 재결정 조직의 관찰 방법)(Observation method of recrystallized structure of hot rolled plate)
여기서, 열간 압연판의 재결정의 진행 상태를 관찰하는 방법을 설명한다. 재결정이 완료되면, 등축상의 재결정립, 구체적으로는 일본 특허 제3491819호 공보에 나타낸 바와 같이, 열간 압연판의 압연면(표면)에 평행한 면과 압연 방향을 포함하는 단면과의 각 면에서 평균 어스펙트비가 1∼3의 범위인 재결정립이 얻어진다. 상세하게는, 열간 압연판 조직의, 압연 방향에서의 입경 dL, 압연 직각(폭) 방향에서의 입경 dLT, 판 두께 방향에서의 입경 dST가, 1≤dL/dLT≤3, 1≤dL/dST≤3으로 되는 것이 등축상의 재결정립이다. 이에 대하여, 어스펙트비 dL/dLT, dL/dST의 평균이 3을 초과한다고 하는 것은 압연 조직의 섬유 조직이 잔류하고 있는 것을 나타낸다. 한편, 1 미만에 대해서는, 압연에 의해 dL이 dLT, dST보다도 짧게 되는 일은 없기 때문에, 규정하지 않는다. dL/dLT는 열간 압연판의 표면을, dL/dST는 열간 압연판의 압연 방향을 포함하는 단면을, 각각 기계 연마한 후에 전해 에칭을 행하여, 광학 현미경(편광판 사용)을 이용하여 관찰함으로써 측정할 수 있다. Here, a method of observing the progress of the recrystallization of the hot-rolled sheet will be described. When the recrystallization is completed, as shown in the equiaxed recrystallized grains, specifically, as shown in Japanese Patent No. 3491819, the average value of the average of the surface parallel to the rolled surface (surface) of the hot rolled plate and the cross- A recrystallized grain having an aspect ratio of 1 to 3 is obtained. Specifically, the grain size d L in the rolling direction, the grain size d LT in the rolling right angle (width) direction, and the grain size d ST in the sheet thickness direction of the hot rolled sheet structure satisfy 1? D L / d LT? 3, 1? D L / d ST? 3 is an equiaxed recrystallized grain. On the other hand, when the average of the aspect ratios d L / d LT and d L / d ST exceeds 3, it means that the fiber structure of the rolled structure remains. On the other hand, for less than one, since work is rolled by the L d is shorter than d LT, ST d, does not define. d L / d LT is the surface of the hot-rolled plate, and d L / d ST is the cross-section including the rolling direction of the hot-rolled plate, respectively, and then electrolytic etching is performed. Can be measured by observation.
〔냉간 압연 공정〕[Cold Rolling Process]
(총압연율: 40% 이상)(Total rolling ratio: 40% or more)
열간 압연판을 냉간 압연하여, 소정의 알루미늄 합금판의 판 두께로 하여 냉간 압연판으로 한다. 냉간 압연은, 총압연율(냉간 가공률)이 높을수록 변형이 많이 축적하여, 후속하는 용체화 처리에 의한 재결정 조직의 결정립이 미세해져, 표면 성상이 향상된다. 총압연율이 40% 미만에서는 용체화 처리로 재결정립이 조대화하여, 성형 가공 후의 양호한 표면 성상이 얻어지지 않기 때문에, 총압연율 40% 이상으로 냉간 압연한다. 총압연율이 커지면, 냉간 압연 패스수가 증가하여 생산성이 저하되기 때문에, 90% 이하로 하는 것이 바람직하다. The hot-rolled sheet is cold-rolled to obtain a predetermined thickness of the aluminum alloy sheet to form a cold-rolled sheet. The higher the total rolling ratio (cold working ratio), the more deformation is accumulated in the cold rolling, the crystal grains of the recrystallized structure due to the subsequent solution treatment become finer and the surface property is improved. When the total rolling ratio is less than 40%, the recrystallized grains are coarsened by the solution treatment, and the good surface properties after the forming process can not be obtained. Therefore, cold rolling is performed at a total rolling ratio of 40% or more. When the total rolling ratio is increased, the number of cold rolling passes is increased and the productivity is lowered. Therefore, it is preferable that the ratio is 90% or less.
본 발명에 따르는 알루미늄 합금판의 제조방법에 의하면, 열간 압연 공정에서 상기 소정치 이상의 종료 온도로 하는 것에 의해, 열간 압연판의 재결정이 완료되기 때문에, 냉간 압연 공정 전 또는 도중에서 소둔(중간 소둔)을 행하여 재결정시킬 필요는 없다. 바꿔 말하면, 상기 규정의 열간 압연 종료 온도로 되지 않은 경우는, 열간 압연판 또는 냉간 압연의 도중에서 중간 소둔을 행하여 재결정시킴으로써 알루미늄 합금판을 제조할 수 있다. 소둔 온도(열간 압연판의 온도)가 불충분하면 재결정이 진행하지 않고, 반대로 지나치게 높으면, 결정립이 조대화하여, 알루미늄 합금판에 있어서의 결정립도 조대한 것으로 되어 표면 성상이 열화된다. 열간 압연판의 승온 속도가 빠른 연속 소둔로를 적용하는 경우는, 소둔 온도를 400∼550℃의 범위로 하고, 소둔 시간(통판 시간)을 30초간 이하로 한다. 이와 대조적으로, 배치식의 노를 적용하는 경우는 승온 속도가 느리기 때문에, 300∼450℃의 범위로 1∼10시간 행한다. 이러한 중간 소둔을 행함으로써 열간 압연판의 재결정뿐만 아니라, 결정립이 미세한 것으로 되기 때문에, 알루미늄 합금판의 표면 성상이 한층 더 향상된다. 따라서, 열간 압연 종료시에 재결정이 완료하고 있는 열간 압연판에, 추가로 중간 소둔을 행하더라도 좋다. According to the method for producing an aluminum alloy sheet according to the present invention, since the recrystallization of the hot-rolled sheet is completed by setting the end temperature to a predetermined value or more in the hot rolling step, annealing (intermediate annealing) is performed before or during the cold- It is not necessary to perform recrystallization. In other words, when the hot rolling finish temperature is not reached, the intermediate alloy is subjected to intermediate annealing in the course of hot rolling or cold rolling to recrystallize the aluminum alloy plate. If the annealing temperature (the temperature of the hot-rolled plate) is insufficient, the recrystallization does not proceed. On the contrary, if the annealing temperature is excessively high, the crystal grains become coarse and the crystal grains in the aluminum alloy plate become coarse and the surface properties deteriorate. In the case of applying a continuous annealing furnace with a rapid heating rate of hot-rolled plate, the annealing temperature is set in the range of 400 to 550 占 폚, and the annealing time (commutation time) is set to 30 seconds or less. In contrast, when a batch-type furnace is used, the heating rate is slow, so it is performed in the range of 300 to 450 DEG C for 1 to 10 hours. By performing this intermediate annealing, not only the recrystallization of the hot-rolled sheet but also the fine grains of the hot-rolled sheet become finer, so that the surface property of the aluminum alloy sheet is further improved. Therefore, intermediate annealing may be further performed on the hot-rolled sheet, which has been recrystallized at the end of hot rolling.
〔용체화 처리 공정〕[Solution treatment process]
(가열 온도: 500∼560℃)(Heating temperature: 500 to 560 DEG C)
냉간 압연판을 가열하는 것에 의해 용체화 처리를 하고, 그 후에 실온(50℃ 이하)으로 냉각하는 것에 의해 담금질 처리를 하여, 본 발명에 따르는 알루미늄 합금판이 된다. 이러한 처리를 행하는 것에 의해, 냉간 압연판에 금속간 화합물로서 존재하고 있던 Mg, Si의 될 수 있는 한 많은 양을 고용시켜, 성형 후의 도장, 소부에 의한 베이크하드성을 확보할 수 있다. 용체화, 담금질 처리는, 6000계와 같은 공지된 Al-Mg-Si계 합금재와 같은 방법으로 할 수 있다. 냉간 압연판의 온도가 500℃ 미만이면, Mg, Si가 충분히 고용하지 않아, 고용량이 부족하기 때문에 베이크하드성이 얻어지지 않는다. 한편, 냉간 압연판이 560℃를 초과하면, 공정(共晶) 융해에 의해 신도가 현저히 저하되거나, 결정립이 조대화하여 판 표면이 표면 거칠어지거나 하여, 도장 후의 표면 성상이 열화된다. 따라서, 냉간 압연판의 가열 온도는 500∼560℃로 한다. 냉간 압연판이 이 범위의 온도에 도달하면 상기 효과를 얻을 수 있기 때문에, 이러한 온도를 유지할 필요는 없고, 유지 시간을 길게 하더라도 더한 효과의 향상은 없고 생산성이 저하되기 때문에, 30초간 이하가 바람직하다. 그리고, 가열 온도에 도달한 후의 냉각에 있어서, 냉각 속도가 느리면 입계에 조대한 Mg2Si, Si 등이 석출하기 쉽고, 성형성이 저하되기 때문에, 수냉(물 담금질) 등에 의해 급냉하는 것이 바람직하다. The cold-rolled steel sheet is subjected to a solution treatment by heating and then quenched by cooling at room temperature (50 DEG C or lower) to obtain an aluminum alloy sheet according to the present invention. By carrying out such treatment, it is possible to solidify as much Mg and Si as possible as intermetallic compounds in the cold-rolled steel sheet, thereby ensuring bake hardness by coating and baking after molding. The solution treatment and quenching treatment can be carried out in the same manner as the known Al-Mg-Si alloy materials such as 6000 series. If the temperature of the cold-rolled sheet is less than 500 캜, Mg and Si are not sufficiently solidified, and the bake hardness is not obtained because of insufficient high capacity. On the other hand, if the cold-rolled sheet exceeds 560 DEG C, the elongation is remarkably lowered due to eutectic fusion or the crystal grains are coarse, and the surface of the plate is roughened to deteriorate the surface properties after coating. Therefore, the heating temperature of the cold rolled plate is set to 500 to 560 캜. Since the above effect can be obtained when the cold-rolled sheet reaches the temperature within this range, it is not necessary to maintain such a temperature, and even if the holding time is increased, the effect is not improved and the productivity is lowered. In cooling after reaching the heating temperature, if the cooling rate is low, coarse Mg 2 Si and Si precipitate easily on the grain boundary, and the formability is lowered. Therefore, quenching by water cooling (water quenching) is preferable .
〔예비 시효 처리 공정〕[Preliminary Aging Treatment Step]
용체화, 담금질 처리된 Al-Mg-Si계 합금재는, 실온에 방치되면 자연 시효(실온 시효)에 의해 강도(내력)가 점증하고, 이에 따라 성형성이 저하된다. 그래서, 미리 강도를 충분히 향상시키고, 또한 그 후의 시간 경과에 따른 변화를 억제하기 위해, 알루미늄 합금판은, 추가로, 6000계와 같은 공지된 Al-Mg-Si계 합금재와 같은 방법으로 예비 시효 처리를 행하는 것이 바람직하다. 상세하게는, 70∼120℃의 온도로 3시간 이상 유지한 후, 실온까지 방냉한다. 처리 온도가 70℃ 미만이면, 도장, 소부 후의 강도가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 120℃를 넘는 온도로 유지되면, 내력이 과대해져 변형 저항이 크기 때문에 성형성이 저하된다. When the Al-Mg-Si alloy material subjected to solution treatment and quenching treatment is allowed to stand at room temperature, the strength (proof stress) increases due to natural aging (room temperature aging), and thus the formability is deteriorated. Therefore, in order to sufficiently improve the strength in advance and to suppress the change over time after that, the aluminum alloy plate is further subjected to a preliminary aging treatment such as a known Al-Mg-Si alloy material such as 6000 series It is preferable to carry out the treatment. Specifically, after maintaining at a temperature of 70 to 120 캜 for 3 hours or more, it is allowed to cool to room temperature. If the treatment temperature is less than 70 캜, the strength after coating and baking can not be sufficiently obtained. On the other hand, if it is maintained at a temperature exceeding 120 占 폚, the proof stress becomes excessive and the deformation resistance is large, so that the moldability is deteriorated.
〔알루미늄 합금판의 기계적 특성〕[Mechanical Properties of Aluminum Alloy Plate]
본 발명에 따르는 알루미늄 합금판은, 자동차의 패널 구조체 등으로 성형되기 위한 프레스 가공이나 헴 가공이 가능한 성형성을 갖고, 또한 성형 후, 도장, 소부 후에 충분한 강도를 갖는다. 구체적으로는, 판 두께 1.Omm로 한 알루미늄 합금판의 상기 예비 시효 처리가 행해진 것에 대하여, 인장 강도: 200MPa 이상, 0.2% 내력: 100MPa 이상 150MPa 이하, 신도: 20% 이상이 된다. The aluminum alloy sheet according to the present invention has a formability capable of press working or heme processing to be molded into a panel structure of an automobile or the like, and has sufficient strength after molding, painting and baking. Specifically, the pre-aging treatment of the aluminum alloy sheet having the plate thickness of 1.0 mm is performed, the tensile strength is 200 MPa or more, the 0.2% proof stress is 100 MPa or more and 150 MPa or less, and the elongation is 20% or more.
이상에서는 본 발명을 실시하기 위한 형태에 대하여 기술했지만, 이하에는 본 발명의 효과를 확인한 실시예를, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 비교예와 대비하여 구체적으로 설명한다. 한편, 본 발명은 이 실시예에 한정되는 것이 아니다. Hereinafter, embodiments in which the effects of the present invention are confirmed will be described concretely in comparison with comparative examples which do not satisfy the requirements of the present invention. On the other hand, the present invention is not limited to this embodiment.
[실시예 1][Example 1]
〔공시재 제작〕[Remarks]
(주조∼균질화 열처리)(Casting to homogenization heat treatment)
표 1에 나타내는 조성의 알루미늄 합금을 용해시키고, 반연속 주조법을 이용하여 두께 600mm의 주괴를 제작했다. 이 주괴를, 열처리 온도 550℃에서 5시간 유지하는 것에 의해 균질화하고 나서, 실온으로 냉각하고, 면삭 처리를 했다. An aluminum alloy having the composition shown in Table 1 was dissolved and an ingot having a thickness of 600 mm was produced by using a semi-continuous casting method. The ingot was maintained at a heat treatment temperature of 550 占 폚 for 5 hours to homogenize it, then cooled to room temperature, and subjected to a surface treatment.
(열간 압연∼냉간 압연)(Hot rolling to cold rolling)
다음으로 주괴를 예비 가열하고, 개시 온도를 400℃로 하여 열간 압연(조압연, 마무리 압연)을 하여, 판 두께 4.0mm의 열간 압연판으로 했다. 조압연에 있어서, 판 두께 80mm로 하고 다음의 1패스로 판 두께 40mm로 했다(압하율 50%). 또한 열간 압연(마무리 압연)의 최종 패스 직전의 판 두께를 8mm가 되도록 하고, 압하율 50%로 판 두께 4.0mm의 열간 압연판으로 하여, 종료 온도 320℃에서 권취했다. 이 열간 압연판을 소둔하지 않고, 냉간 압연을 하여, 판 두께 1.0mm의 냉간 압연판을 제작했다(총압연율 75%). Next, the ingot was preheated and subjected to hot rolling (rough rolling, finish rolling) at a starting temperature of 400 占 폚 to obtain a hot rolled plate having a plate thickness of 4.0 mm. In the rough rolling, the plate thickness was 80 mm, and the plate thickness was 40 mm in the following one pass (reduction rate 50%). The sheet was rolled at a final temperature of 320 DEG C to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 4.0 mm at a reduction ratio of 50% so that the sheet thickness immediately before the final pass of the hot rolling (finish rolling) was 8 mm. The hot-rolled sheet was cold-rolled without annealing to produce a cold-rolled sheet having a thickness of 1.0 mm (total rolling ratio: 75%).
(용체화, 담금질 처리, 예비 시효 처리, 실온 시효)(Solution treatment, quenching treatment, pre-aging treatment, room temperature aging)
냉간 압연판을, 연속식의 열처리로로 가열하여 도달 온도 550℃에서 10초간 유지하고(용체화 처리), 수냉(물 담금질)했다. 또한 70℃로 5시간 유지한 후, 실온까지 방냉하고(예비 시효 처리), 실온에 3개월간 방치하여(실온 시효) 알루미늄 합금판의 공시재로 했다. The cold-rolled sheet was heated by a continuous heat treatment furnace and maintained at an attainable temperature of 550 占 폚 for 10 seconds (solution treatment), followed by water-cooling (water quenching). After maintaining at 70 DEG C for 5 hours, the aluminum alloy sheet was allowed to cool to room temperature (preliminary aging treatment) and left at room temperature for 3 months (room temperature aging) to obtain an aluminum alloy sheet.
(Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물의 분포의 측정)(Measurement of distribution of Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound)
알루미늄 합금판을 잘라내어 수지에 묻고, 압연 방향과 판 두께 방향을 포함하는 면을 관찰면이 되도록 연마하여 경면으로 했다. 이 경면화된 면의 판 두께 방향 1/2의 부위를 중심으로 한 판 두께 방향으로 ±0.25mm의 범위 내(판 두께의 50%의 범위)를, 주사형 전자 현미경(SEM)으로, 가속 전압 20kV, 배율 100배의 조성(COMPO) 상으로 20시야(합계 5mm2) 관찰했다. 모상보다 희게 찍히는 부분을 Al-Mn-Fe계 금속간 화합물 및 Al-Mn-Fe-Si계 금속간 화합물(Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물)이라고 보고, 원상당 직경이 2.0μm 이상인 금속간 화합물의 면적의 합계 및 개수를 구하여, 면적률 및 개수 밀도를 산출했다. 알루미늄 합금판의 단면의 판 두께 중심부에서의 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si) 금속간 화합물의 면적률 및 개수 밀도를 표 1에 나타낸다. The aluminum alloy plate was cut out and buried in the resin, and the surface including the rolling direction and the plate thickness direction was polished so as to be an observation surface to be a mirror surface. (Within a range of 50% of the plate thickness) in the thickness direction of about ± 0.25 mm about the half of the thickness-directional direction of the mirror-finished surface was measured with a scanning electron microscope (SEM) 20 kV and a composition (COMPO) of a magnification of 100 times were observed at 20 fields (total 5 mm 2 ). (Al-Mn-Fe (-Si) based intermetallic compound), the part which is whiter than the hairs is regarded as an Al-Mn-Fe intermetallic compound and the Al-Mn-Fe-Si intermetallic compound and the area and the number of the intermetallic compounds having a diameter of at least 10 μm were calculated to calculate the area ratio and the number density. Table 1 shows the area ratio and the number density of the Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 2.0 m or more at the plate thickness center portion of the cross section of the aluminum alloy sheet.
〔평가〕〔evaluation〕
알루미늄 합금판의 공시재에 대하여, 이하의 방법으로 리징 마크성, 기계적 특성, 성형성, 및 굽힘성을 평가하여, 결과를 표 1에 나타낸다. The properties of the ridging mark, mechanical properties, formability, and bendability of the aluminum alloy sheet specimen were evaluated by the following methods, and the results are shown in Table 1.
(리징 마크성)(Leaking markability)
리징 마크성의 지표로서, 특허문헌 6과 같이, 프레스 가공 후에 있어서의 알루미늄 합금판 표면의 요철차를 평가했다. 알루미늄 합금판으로부터 압연 방향 길이 40mm×압연 직각 방향 길이 200mm의 시험편과, 압연 방향 길이 100mm×압연 직각 방향 길이 300mm의 시험편의 2종류의 형상의 시험편을 잘라냈다. 이들 시험편에, 프레스 가공을 모의하여, 긴 방향(압연 직각 방향)에 스트레치(인장 변형)를 가하는 것에 의해, 압연 방향 길이 40mm의 시험편에는 15%의 소성 변형을, 압연 방향 길이 100mm의 시험편에는 10%의 소성 변형을 각각 부여했다. As an index of the ridging markability, the irregularities on the surface of the aluminum alloy plate after the press working were evaluated as in Patent Document 6. Two kinds of test pieces were cut out from an aluminum alloy plate, in which a test piece having a length of 40 mm in the rolling direction and a length of 200 mm in the direction perpendicular to the rolling direction and a test piece having a length in the rolling direction of 100 mm and a length of 300 mm in the direction perpendicular to the rolling direction. Stretching (tensile deformation) was applied to these test pieces simulating the press working to give a test piece having a length of 40 mm in a plastic deformation of 15% and a test piece having a length of 100 mm in a rolling direction of 10 % Of plastic deformation.
각각의 시험편에 대하여, 조도계로 압연 직각 방향에 따라 길이 20mm의 범위의 판 표면의 요철의 프로파일을 측정했다. 측정되는 프로파일(단면 곡선)은, 도 3에 파선으로 나타낸 바와 같이, 단주기의 거칠기 곡선과 장주기의 물결 곡선이 합성된 곡선이기 때문에, 동 도에 실선으로 나타낸 바와 같이 각 표면 위치에서 평균치화한 프로파일(물결 곡선)로 하여, 길이 20mm(도면 중 L)에 있어서의 프로파일로 수득된 가장 높은 위치 P1과 가장 낮은 위치 P2의 차이(요철차, 도면 중 h)를 산출했다. 요철차가 12μm 이상으로 되면, 추가로 도장된 표면에 리징 마크가 발생하고, 요철차가 10μm 이상에 있어서는 가벼운 정도의 리징 마크가 발생한다. 각 시험편에 대하여 3개소를 마찬가지로 측정하여, 요철차의 평균치(압연 방향 길이 40mm의 시험편: h4O, 압연 방향 길이 100mm의 시험편: h100)를 표 1에 나타낸다. 평균치 h40, h100으로 판정하여, 압연 방향 길이 40mm의 시험편(소성 변형 15%)에 대하여 리징 마크가 발생하지 않고(h40<10μm), 또한 압연 방향 길이 100mm의 시험편(소성 변형 10%)에 대하여 가벼운 경도의 리징 마크가 발생하거나 리징 마크가 발생하지 않는(h100<12μm) 것을 합격으로 하고, 또한 어느 시험편에 있어서도 리징 마크가 발생하지 않는(h40<10μm, h100<10μm) 것을 특별히 우수하다고 하여 「◎」로 나타내고, 그 이외(h40<10μm, 10μm≤h100<12μm)를 「○」로 나타낸다. 불합격(h40≥10μm, h100≥12μm의 적어도 한쪽)에 대해서는 「×」로 나타낸다. For each of the test pieces, the profile of the concavity and convexity of the plate surface in the range of 20 mm in length along the direction perpendicular to the rolling direction was measured with an illuminometer. As shown by the broken line in FIG. 3, the profile (cross-sectional curve) measured is a curve in which the roughness curve of the short period and the wave curve of the long-term period are synthesized. Therefore, (Irregularity difference, h in the figure) between the highest position P1 and the lowest position P2 obtained by the profile in the length 20 mm (L in the figure) was calculated as the profile (wave curve). When the irregularity becomes 12 탆 or more, a ridging mark is further generated on the painted surface and a slight degree of ridging mark is generated when the irregularity is 10 탆 or more. Three test specimens were measured in the same manner, and the average value of the unevenness (test piece with a length of 40 mm in the rolling direction: h 4O , test piece with a length of 100 mm in the rolling direction: h 100 ) is shown in Table 1. Average value h 40, it is determined as h 100, the test piece in the rolling direction length 40mm without the ridging mark does not occur with respect to the (plastic deformation 15%) (h 40 <10μm ), also the test piece in the rolling direction length of 100mm (plastic deformation 10%) in that the light hardness ridging mark generated for or ridging mark that does not occur (h 100 <12μm), and that the pass, and do not have ridging mark occurs even in one test specimen (h 40 <10μm, h 100 <10μm) (H 40 <10 袖 m, 10 袖 m ≦ h 100 <12 袖 m) is indicated by "◯". X &quot; for the rejection (at least one of h 40 ? 10 m and h 100? 12 m).
(기계적 특성: 인장 강도, 0.2% 내력, 신도)(Mechanical properties: tensile strength, 0.2% proof stress, elongation)
알루미늄 합금판을 잘라내어, 압연 방향을 긴 방향으로 하여 50mm×25mm의 JIS 5호 인장 시험편을 제작했다. 이 시험편을 실온에서 JIS Z2241에 준하여 인장 시험을 행하여, 인장 강도, 0.2% 내력(As 내력), 및 신도를 측정했다. 또한, 상기와 같이 알루미늄 합금판을 잘라내어 JIS 5호 인장 시험편을 제작하고, 프레스 가공 및 도장, 소부 처리를 모의하여, 2%의 예비변형을 부여하고, 열처리로에 의해 170℃로 20분의 열처리를 했다. 이 시험편에 대하여, 인장 시험을 행하여 0.2% 내력(AB 내력)을 측정했다. 합격 기준은, 인장 강도: 200MPa 이상, As 내력: 100MPa 이상 150MPa 이하, 신도: 20% 이상, AB 내력: 170MPa 이상으로 했다. An aluminum alloy plate was cut out and a tensile test piece of JIS No. 5 of 50 mm x 25 mm was produced in the rolling direction in the longer direction. This test piece was subjected to a tensile test at room temperature in accordance with JIS Z2241 to measure a tensile strength, a 0.2% proof stress (As proof strength) and elongation. A tensile test specimen of JIS No. 5 was prepared by cutting out the aluminum alloy plate as described above and subjected to a preliminary deformation of 2% by simulating press working, painting and baking treatment and heat treatment at 170 캜 for 20 minutes by a heat treatment furnace . This test piece was subjected to a tensile test to measure a 0.2% proof stress (AB proof stress). The acceptance criteria were tensile strength of 200 MPa or more, As strength: 100 MPa or more and 150 MPa or less, elongation: 20% or more, and AB strength: 170 MPa or more.
(성형성: 장출 성형성)(Moldability: extrusion moldability)
알루미늄 합금판의 프레스 가공에 있어서의 균열 유무의 평가 대신에, 구두 장출 성형에 의한 한계 장출 높이를 평가했다. 시험편으로서, 알루미늄 합금판을 압연 방향 길이 110mm×압연 직각 방향 길이 200mm로 잘라냈다. 이 시험편을, 도 1에 나타낸 바와 같이, 내경(구멍 직경) 102.8mm, 어깨 반경 Rd: 5.0mm, 외경 220mm의 다이스에, 지그(블랭크 홀더)를 이용하여 일정 폴드 압력(fold pressure)으로 고정했다. 그리고, 다이스-지그 사이의 간극을 시험편과 같은 두께 1mm의 심(도시 생략)을 끼우는 것에 의해 일정하게 유지하면서, 구두 직경 100mm(반경 Rp: 50mm)의 구두 펀치를 시험편 표면에 대하여 수직 방향으로 밀어 넣어 장출 가공을 행하여, 균열이나 잘록함이 관찰되기까지의 장출 높이의 한계치를 구했다. 한계 장출이 30mm 이상인 것을 합격으로 한다. Instead of evaluating the presence or absence of cracks in the press working of the aluminum alloy sheet, the height of the marginal extension by the shovel extrusion molding was evaluated. As the test piece, an aluminum alloy plate was cut into a length of 110 mm in the rolling direction x 200 mm in the direction perpendicular to the rolling direction. As shown in Fig. 1, the test piece was fixed at a constant fold pressure using a jig (blank holder) to an inner diameter (hole diameter) of 102.8 mm, a shoulder radius Rd of 5.0 mm and an outer diameter of 220 mm . Then, a shoe punch having a shoe diameter of 100 mm (radius Rp: 50 mm) was pushed in a direction perpendicular to the surface of the test piece while keeping a gap between the die and the jig constant by holding a 1 mm thick padding And the extrusion process was carried out to determine the limit of the extrusion height until cracking or constriction was observed. It is accepted that the marginal extension is 30mm or more.
(성형성: 굽힘성)(Formability: bendability)
굽힘성의 평가로서, 자동차의 아우터 패널로 프레스 성형된 후의 플랫 헴 가공을 모의한 굽힘 가공 시험을 행하여 평가했다. 알루미늄 합금판을 압연 방향 길이 180mm×압연 직각 방향 길이 30mm로 잘라내고, 프레스 성형된 상태를 모의하도록 10%의 예비변형을 부여하여 굽힘 가공 시험편을 제작하고, 압연 직각 방향에 따라 접은 자국이 붙도록, 도 2에 나타내는 플랫 헴 가공을 모의한, 이하의 굽힘 가공을 행했다. As evaluation of the bending property, a bending test was performed by simulating flat hem processing after press molding with an outer panel of an automobile. An aluminum alloy sheet was cut in a rolling direction length of 180 mm and a length of 30 mm in a direction perpendicular to the rolling direction to give a 10% preliminary deformation to simulate the press-formed state so as to produce a bending test piece. , The following bending process simulating the flat hem process shown in Fig. 2 was performed.
가공대(플랫 헴 가공 후에 있어서의 시험편의 내측으로 절곡된 단부로부터 절곡부까지의 거리)로서 긴 방향 일단부로부터 12mm까지를 밀려나오게 하고, 도 2(a)에 나타낸 바와 같이, 어깨 반경 R: 0.8mm(시험편의 판 두께의 0.8배)의 다이스에 지그로 누르고, 펀치에 의해 상기 가공대를 90°로 절곡했다(다운 플랜지 공정). 다음으로 도 2(b)에 나타낸 바와 같이, 가공대를 추가로 약 45°(누계 약 135°) 내측으로 절곡했다(프리헴 공정). 최후로, 이너 패널을 모방한 판 두께 1.Omm의 알루미늄 합금판(이너 패널재, 도 2(b) 참조)을 시험편의 절곡된 사이에 장입하고, 도 2(c)에 나타낸 바와 같이, 이너 패널재의 양면에 시험편이 밀착하도록, 가공대를 대략 180°로 내측으로 절곡했다(플랫 헴 공정). (A distance from the bent end portion of the test piece to the bent portion after the flat heme processing) of 12 mm from one end in the long direction, and as shown in Fig. 2 (a), the shoulder radius R: The die was pressed with a jig of 0.8 mm (0.8 times the plate thickness of the test piece), and the above-mentioned worktable was bent at 90 degrees by a punch (down flange process). Next, as shown in Fig. 2 (b), the worktable was further folded inward at about 45 degrees (cumulative total of about 135 degrees) (preheam step). Finally, an aluminum alloy plate (inner panel material, see Fig. 2 (b)) having a plate thickness of 1.0 mm, which imitates the inner panel, was placed between the bent portions of the test piece, The worktable was folded inwardly at an angle of about 180 DEG (flat hem process) so that the test piece adhered to both sides of the panel material.
시험편(아우터 패널)의 전폭에 걸쳐 절곡부의 외측 표면을 육안으로 관찰하여, 미소한 것도 포함시켜 균열이 보이지 않는 것을 굽힘성 합격으로 했다. 또한 표면 거칠어짐이 발생하지 않고 있는 것을 우수하다고 하여 「◎」, 표면 거칠어짐이 발생한 것을 양호로 하여 「○」로 표 1에 나타낸다. 불량에 대해서는, 미소한 균열이 발생한 것을 「×」, 큰 균열이 발생한 것을 「××」로 표 1에 나타낸다. The outside surface of the bent portion was observed with naked eyes over the entire width of the test piece (outer panel), and a bendability test was carried out in which no cracks were observed including minute ones. The results are shown in Table 1 as &quot; Good &quot; indicating that surface roughness did not occur and &quot; Good &quot; indicating that surface roughening occurred. As to the defects, "×" indicates occurrence of minute cracks and "××" indicates occurrence of large cracks.
Figure 112015002411132-pat00001
Figure 112015002411132-pat00001
표 1에 나타낸 바와 같이, 공시재 No. 1∼15는, 알루미늄 합금의 성분의 각 함유량이 본 발명의 범위 내인 실시예이며, 제조방법에 있어서의 각 조건이 본 발명의 범위 내이기 때문에, Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이 충분한 크기로 정출, 석출하여, 미세하고 또한 랜덤한 방향인 결정의 집합 조직으로 되어, 특히 금속간 화합물의 개수 밀도가 클수록, 보다 리징 마크가 발생하지 않는 양호한 표면 성상을 나타내고, 또한 내력 등의 기계적 특성 및 성형성도 성형 가공용 알루미늄 합금판으로서 양호한 결과가 얻어졌다. As shown in Table 1, 1 to 15 are Examples in which the content of each component of the aluminum alloy is within the range of the present invention and the respective conditions in the production method are within the range of the present invention. Therefore, the Al-Mn-Fe (-Si) The compound is crystallized and precipitated in a sufficient size to form an aggregate structure of crystals in a fine and random direction. In particular, the larger the number density of the intermetallic compound, the better the surface property that no more lasing marks are generated, The aluminum alloy sheet for forming was satisfactory in terms of mechanical properties and moldability.
(알루미늄 합금의 성분에 의한 평가)(Evaluation by composition of aluminum alloy)
이와는 대조적으로, 공시재 No. 16∼27은 알루미늄 합금의 성분이 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 비교예이다. 공시재 No. 16, 20, 22는 각각 Si, Fe, Mn이 모자라기 때문에, 금속간 화합물이 충분히 정출, 석출하지 않고, 그 결과, 도장 후의 표면에 리징 마크가 발생했다. 또한, 공시재 No. 16, 18은 각각 Si, Mg가 부족한 것으로, 내력 등의 강도가 부족했다. 한편, 공시재 No. 28은, 성분의 각각은 본 발명의 요건을 만족시키지만, Fe가 본 발명의 범위의 하한이며, Mn이 공시재 No. 4와 같이 상한 근방까지 많지 않았기 때문에, 금속간 화합물이 충분히 정출, 석출하지 않고, 그 결과, 도장 후의 표면에 리징 마크가 발생했다. In contrast, 16 to 27 are comparative examples in which the components of the aluminum alloy do not satisfy the requirements of the present invention. Publication No. 16, 20, and 22 were insufficient in Si, Fe, and Mn, respectively, the intermetallic compound did not sufficiently precipitate and precipitate. As a result, ridging marks were generated on the surface after coating. In addition, 16 and 18 were deficient in Si and Mg, respectively. On the other hand, 28, each of the components satisfies the requirements of the present invention, but Fe is the lower limit of the range of the present invention, and Mn is the lower limit of the present invention. 4, the intermetallic compound did not sufficiently precipitate and precipitate, and as a result, a ridging mark was generated on the surface after coating.
반대로, 공시재 No. 17, 19, 24는 각각 Si, Mg, Cu가 과잉이기 때문에, 강도가 과대해져 성형성이 저하되었다. 또한, Cu가 과잉인 공시재 No. 24는 사상부식이 생겼다. 공시재 No. 19, 21, 23, 25∼27은 Mg, Fe, Mn, Cr, Zn, Ti가 과잉이기 때문에, 정출물이나 석출물이 조대하게 되고, 게다가 다발하여, 이들 석출물 등이 굽힘 가공시에 균열의 기점이 되어 굽힘성이 저하되었다. On the contrary, 17, 19, and 24 had excess Si, Mg, and Cu, respectively, resulting in excessive strength and deterioration in moldability. In addition, when Cu is excessive, a specimen No. 1 is obtained. 24 had erosion. Publication No. 19, 21, 23 and 25 to 27 are excessive in the amounts of Mg, Fe, Mn, Cr, Zn, and Ti, so that the precipitates and deposits become coarse, And the bending property was deteriorated.
[실시예 2][Example 2]
상기 실시예 1의 공시재 No. 1, 5, 7, 14와 같은 알루미늄 합금의 성분으로, 열간 압연의 최종 패스에 있어서의 조건을 바꾼 공시재를 제작하여, 실시예 1과 같이 평가했다. The disclosure item No. 1 of Example 1 was used. 1, 5, 7, and 14 were prepared and evaluated in the same manner as in Example 1, except that the conditions for the final pass of the hot rolling were changed.
〔공시재 제작〕[Remarks]
(주조∼균질화 열처리)(Casting to homogenization heat treatment)
표 2에 나타내는 조성(합금 No.로서는 실시예 1의 공시재 No.를 나타낸다)의 알루미늄 합금에 대하여, 실시예 1과 같이, 두께 600mm의 주괴를 제작하고, 550℃×5시간의 균질화 열처리를 하고, 면삭 처리를 했다. 단, 공시재 No. 33에 대해서는 480℃×9시간, 공시재 No. 34에 대해서는 600℃×2시간의 균질화 열처리를 했다. An ingot having a thickness of 600 mm was prepared for an aluminum alloy of the composition shown in Table 2 (the alloy No. as the alloy No. is shown in the disclosure item No. 1 of Example 1) as in Example 1 and subjected to homogenization heat treatment at 550 ° C for 5 hours And subjected to a surface treatment. However, 33 at 480 캜 for 9 hours. 34 was subjected to homogenization heat treatment at 600 DEG C for 2 hours.
(열간 압연)(Hot rolling)
다음으로 주괴를 예비 가열로 개시 온도를 400℃로 하여 열간 압연(조압연, 마무리 압연)을 하여, 판 두께 4.0mm의 열간 압연판으로 했다. 실시예 1과 같이, 조압연에 있어서, 판 두께 80mm로 하여 다음의 1패스로 판 두께 40mm로 했다(압하율 50%). 열간 압연(마무리 압연)의 최종 패스에 있어서는, 직전의 판 두께를 조정하여, 표 2에 나타내는 압하율로 판 두께 4.0mm의 열간 압연판으로 하고, 또한 표 2에 나타내는 종료 온도에서 권취했다. Next, the ingot was subjected to hot rolling (rough rolling and finish rolling) at a starting temperature of 400 占 폚 by preliminary heating to obtain a hot rolled plate having a plate thickness of 4.0 mm. As in Example 1, in the rough rolling, the plate thickness was set to 80 mm, and the plate thickness was set to 40 mm in the following one pass (reduction rate 50%). In the final pass of the hot rolling (finish rolling), the immediately preceding plate thickness was adjusted to obtain a hot rolled plate having a plate thickness of 4.0 mm at the reduction ratio shown in Table 2, and was wound at the end temperature shown in Table 2.
(열간 압연판의 열간 압연판 조직의 관찰)(Observation of hot rolled plate texture of hot rolled plate)
열간 압연 후에 열간 압연판을 잘라내고, 열간 압연판 조직을 관찰하여, 재결정의 진행 상태를 판정했다. 열간 압연판의 표면을 기계 연마하여, 상기 표면으로부터 판 두께의 1/4의 부위의 압연면에 평행한 면을 관찰면으로 했다. 또한, 열간 압연판의 압연 방향을 포함하는 단면을 마찬가지로 기계 연마하여 관찰면으로 하여, 이 단면의 판 두께의 1/2의 부위를 관찰 영역으로 했다. 각각의 관찰면에, 추가로 5% 붕불화수소산 수용액(용액 온도 20∼30℃)을 이용하여 전압 30V에서 60∼90초간의 전해 에칭을 한 후, 광학 현미경(편광판 사용)으로 배율 100배로 열간 압연판 조직을 관찰했다. 현미경 상으로부터, 라인 인터셉트법에 의해 압연 방향, 압연 직각 방향, 판 두께 방향에서의 각 입경 dL, dLT, dST을 측정했다. 1회의 측정 라인 길이는 200μm로 하여, 각 방향마다 1시야당 각 5개로 계 5시야 관찰하여, 각 입경의 평균치를 산출했다. 각 입경의 평균치로부터, 열간 압연판의 표면에 평행한 면에서의 어스펙트비 dL/dLT, 압연 방향을 포함하는 단면에 있어서의 어스펙트비 dL/dST를 구하여, 1≤dL/dLT≤3, 1≤dL/dST≤3으로 되는 열간 압연판에 대해서는, 등축상의 재결정립이 얻어져, 재결정이 완료되고 있다고 판정하여 중간 소둔을 하지 않고서 후속의 냉간 압연을 행했다. 이에 대하여, 어스펙트비 dL/dLT, dL/dST 중 적어도 한쪽이 3을 넘은 열간 압연판은, 재결정이 완료되고 있지 않다고 판정하여, 이하의 중간 소둔을 행하고 나서 냉간 압연을 행했다. After the hot rolling, the hot-rolled sheet was cut out, and the structure of the hot-rolled sheet was observed to determine the progress of the recrystallization. The surface of the hot-rolled plate was mechanically polished, and a surface parallel to the rolled surface at a quarter of the plate thickness from the surface was regarded as an observation surface. The section including the rolling direction of the hot-rolled sheet was likewise mechanically polished to be the observation plane, and a half of the plate thickness of this section was taken as the observation region. Each of the observation surfaces was subjected to electrolytic etching at a voltage of 30 V for 60 to 90 seconds using an aqueous 5% boron hydrofluoric acid solution (solution temperature: 20 to 30 DEG C), and then subjected to an electrolytic etching at a magnification of 100 times using an optical microscope The rolling plate structure was observed. The particle diameters d L , d LT and d ST in the rolling direction, in the direction perpendicular to the rolling direction, and in the plate thickness direction were measured by a line intercept method from the microscope. The measurement line length of one time was 200 占 퐉, and five observations were made in five fields each per field of view in each direction, and the average value of each particle diameter was calculated. From the average value for each particle size, obtain the aspect ratio d L / d in the ST section, including an aspect ratio L d / d LT, the rolling direction in a plane parallel to the surface of the hot-rolled sheet, 1≤d L / d LT? 3 and 1? d L / d ST? 3, recrystallized grains of equiaxed orientation were obtained, and it was determined that recrystallization was completed, and subsequent cold rolling was performed without intermediate annealing. On the other hand, the hot-rolled sheet having at least one of the aspect ratios d L / d LT and d L / d ST exceeding 3 was judged not to have been recrystallized and subjected to the following intermediate annealing, followed by cold rolling.
(중간 소둔)(Intermediate annealing)
열간 압연판 조직의 관찰로 재결정이 완료되고 있지 않다고 판정된 열간 압연판을, 연속 소둔로로 500℃×10초간, 또는 배치식의 노로 350℃×5시간의 중간 소둔을 행했다. 상세하게는, 연속 소둔로에 있어서는, 열간 압연판을, 승온 속도 20℃/초로 500℃로 가열하고, 소둔 시간(통판 시간) 10초간 후, 강온 속도 100℃/초로 실온까지 냉각했다. 배치식 노에 있어서는, 열간 압연판을, 승온 속도 20℃/시간으로 350℃로 가열하고, 소둔 시간 5시간을 유지한 후, 강온 속도 20℃/시간으로 실온까지 냉각했다. 중간 소둔을 연속 소둔로로 행한 공시재는 「연속」으로, 배치식 노로 행한 공시재는 「배치」로 각각 표 2의 중간 소둔의 사양란에 나타내고, 중간 소둔을 하지 않은 공시재는 「-」으로 나타낸다. The hot-rolled sheet determined to have not been completely recrystallized by observation of the hot-rolled sheet was subjected to intermediate annealing at 500 占 폚 for 10 seconds in a continuous annealing furnace or in a batch furnace at 350 占 폚 for 5 hours. Specifically, in the continuous annealing furnace, the hot-rolled sheet was heated to 500 占 폚 at a temperature raising rate of 20 占 폚 / sec and cooled to room temperature at a descending rate of 100 占 폚 / sec after 10 seconds of annealing time (circulating plate time). In the batch type furnace, the hot-rolled plate was heated to 350 DEG C at a temperature raising rate of 20 DEG C / hour, maintained at an annealing time of 5 hours, and cooled to room temperature at a temperature decreasing rate of 20 DEG C / hour. The specimens subjected to the intermediate annealing in the continuous annealing furnace are indicated as &quot; continuous &quot;, and the specimens subjected to the batch annealing in the batch-type furnace are indicated in the specimen in the intermediate annealing in Table 2 respectively.
(냉간 압연, 용체화, 담금질 처리, 예비 시효 처리)(Cold rolling, solution treatment, quenching treatment, pre-aging treatment)
열간 압연판을, 실시예 1과 같이 냉간 압연을 하여, 판 두께 1.Omm의 냉간 압연판을 제작했다(총압연율 75%). 또한 실시예 1과 같이, 냉간 압연판을, 도달 온도 550℃로 용체화 처리를 하고 수냉(물 담금질)하고, 70℃×5시간의 예비 시효 처리를 하고, 3개월간의 실온 시효를 거쳐, 알루미늄 합금판의 공시재로 했다. 한편, 공시재의 제작에 있어서, 도중 이후의 공정 및 측정, 평가를 할 수 없었던 공시재는, 표 2의 각 란에 「-」로 나타낸다. The hot-rolled sheet was cold-rolled as in Example 1 to produce a cold-rolled sheet having a thickness of 1.0 mm (total rolling ratio: 75%). As in Example 1, the cold-rolled sheet was subjected to solution treatment at a temperature of 550 ° C, followed by water-cooling (water quenching), pre-aging treatment at 70 ° C for 5 hours, aging at room temperature for 3 months, Alloy plate. On the other hand, in the production of the seal material, the disclosures that can not be processed, measured, and evaluated in the middle are indicated by "-" in the respective columns of Table 2.
〔평가〕〔evaluation〕
실시예 1과 같이, 알루미늄 합금판의 공시재에 대하여, Al-Mn-Fe(-Si)금속간 화합물의 분포(면적률 및 개수 밀도)를 측정하고, 리징 마크성, 기계적 특성, 및 성형성을 평가하여, 결과를 표 2에 나타낸다. 한편, 실시예 1의 공시재 No. 1, 5, 7, 14에 대해서도 표 2에 병기한다. The distribution (area ratio and number density) of the Al-Mn-Fe (-Si) intermetallic compound was measured on a specimen of an aluminum alloy plate as in Example 1, and the ridging marks, mechanical properties, , And the results are shown in Table 2. On the other hand, 1, 5, 7, and 14 are also shown in Table 2.
Figure 112015002411132-pat00002
Figure 112015002411132-pat00002
표 2에 나타낸 바와 같이, 공시재 No. 29, 30, 32, 36, 37, 40, 41은, 실시예 1과 같이 열간 압연의 최종 패스의 조건이 본 발명의 범위 내이기 때문에, 열간 압연판에 있어서 권취 후에 재결정이 완료되어, 중간 소둔하지 않고 냉간 압연하더라도, 공시재 No. 1, 5, 7, 14와 같이, 리징 마크가 발생하지 않는 양호한 표면 성상을 나타내고, 기계적 특성 및 성형성도 성형 가공용 알루미늄 합금판으로서 양호한 결과가 얻어졌다. As shown in Table 2, 29, 30, 32, 36, 37, 40, and 41, the conditions of the final pass of the hot rolling were within the range of the present invention as in Example 1. Therefore, recrystallization was completed after winding in the hot- Even if cold rolling is carried out without using the blank, 1, 5, 7, and 14, good surface properties without ridging marks were exhibited, and good results were obtained as an aluminum alloy plate for mechanical properties and moldability.
이와는 대조적으로, 공시재 No. 31, 35, 38, 39는, 최종 패스의 압하율에 대하여 종료 온도가 지나치게 낮아져, 열간 압연 종료 후에 있어서 재결정이 충분히 진행되지 않았기 때문에, 냉간 압연 전에 중간 소둔을 하여 재결정을 완료시킬 필요가 있었다. 따라서, 상기 실시예와 같이 리징 마크가 발생하지 않는 양호한 표면 성상을 나타내는 성형 가공용 알루미늄 합금판이 얻어졌지만, 생산성은 저하되었다. In contrast, 31, 35, 38, and 39, it was necessary to complete the intermediate annealing before completion of the recrystallization because the finish temperature was too low with respect to the reduction rate of the final pass and the recrystallization did not proceed sufficiently after the completion of the hot rolling. Thus, an aluminum alloy sheet for molding, which exhibits good surface properties without occurrence of a ridging mark as in the above-mentioned embodiment, was obtained, but the productivity was lowered.
공시재 No. 33은, 균질화 열처리의 온도가 낮아, 주괴의 조직의 균질화의 진행이 느리고, 금속간 화합물이 조대화하여 개수 밀도가 부족해져, 열간 압연 종료 후에 재결정 조직이 미세해지지 않고, 리징 마크가 발생했다. 공시재 No. 34는, 균질화 열처리의 온도가 높아, 주괴에 버닝이 발생하여, 그 후의 열간 압연이 불가능해졌다.
Publication No. 33 showed that the temperature of the homogenization heat treatment was low and the progress of the homogenization of the texture of the ingot was slow and the intermetallic compound coarsened and the number density became insufficient and the recrystallized structure did not become finer after the completion of hot rolling and a ridging mark was generated. Publication No. 34, the temperature of the homogenization heat treatment was high, burning occurred in the ingot, and subsequent hot rolling could not be performed.

Claims (1)

  1. Si: 0.4∼1.5질량%, Mg: 0.4∼1.0질량%, Fe: 0.1∼1.0질량%, Mn: 0.1∼0.5질량%를 함유하고, 추가로 Cr: 0.15질량% 이하, Zr: 0.15질량% 이하, Ti: 0.007∼0.10질량%, Zn: 0.5질량% 이하 중 적어도 1종을 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 형성되며,
    압연 방향을 포함하는 단면의 판 두께 방향 중심부에서, 원상당 직경이 2.0μm 이상인 Al-Mn-Fe(-Si)계 금속간 화합물이, 면적률: 0.4% 이상, 개수 밀도: 1350개/mm2 이상인 것을 특징으로 하는, 성형 가공용 알루미늄 합금판의 제조 방법으로서,
    상기 알루미늄 합금을 용해하여 주괴를 주조하는 주조 공정과, 상기 주괴를 500∼580℃의 범위의 온도로 1시간 이상의 열처리로 균질화하는 균질화 열처리 공정과, 상기 균질화한 주괴를 350∼450℃의 범위의 온도로 하면서 열간 압연하여 열간 압연판을 제조하는 열간 압연 공정과, 중간 소둔 공정과, 중간 소둔을 행한 압연판을 총압연율 40% 이상으로 냉간 압연하여 냉간 압연판을 제조하는 냉간 압연 공정과, 상기 냉간 압연판을 500∼560℃의 범위의 온도에 도달할 때까지 가열한 후에 실온으로 냉각하는 용체화 처리 공정과, 70∼120℃의 온도로 3시간 이상 유지한 후 실온까지 방냉하는 예비 시효 처리 공정을 행하고,
    상기 열간 압연 공정은, 100mm 이하 30mm 이상의 판 두께에 도달하고 있을 때에 압하율 40% 이상의 압연 패스를 적어도 1패스 행하고, 최종 압연 패스에 있어서의 압하율(%)을 r로 나타내었을 때, 종료 온도가 (445-3r)℃ 이상이 되도록 압연하는 것을 특징으로 하는, 성형 가공용 알루미늄 합금판의 제조방법.
    0.1 to 1.0 mass% of Si, 0.4 to 1.5 mass% of Si, 0.4 to 1.0 mass% of Mg, 0.1 to 1.0 mass% of Fe and 0.1 to 0.5 mass% of Mn and further 0.15 mass% or less of Cr and 0.15 mass% or less of Zr , Ti: 0.007 to 0.10 mass%, and Zn: 0.5 mass% or less, the balance being Al and inevitable impurities,
    From the center of the plate thickness direction of the cross section including the rolling direction, the Al-Mn-Fe (-Si) than the equivalent circle diameter of 2.0μm based intermetallic compound, the area ratio: less than 0.4%, the number density: 1 350 / mm 2 Or more of an aluminum alloy sheet for forming an aluminum alloy sheet,
    A casting step of casting the ingot by dissolving the aluminum alloy; a homogenizing heat treatment step of homogenizing the cast ingot by a heat treatment at a temperature in the range of 500 to 580 캜 for 1 hour or more; A cold rolling step of cold-rolling a rolled sheet subjected to intermediate annealing to a total rolling ratio of 40% or more to produce a cold-rolled sheet, and a hot rolling step of hot- A cold rolling process for cooling the cold rolled plate to room temperature after heating the cold rolled plate to a temperature in the range of 500 to 560 DEG C and a preliminary aging for maintaining the cold rolled plate at a temperature of 70 to 120 DEG C for at least 3 hours and then cooling to room temperature A treatment process is performed,
    The hot rolling step is carried out by performing at least one rolling pass with a reduction ratio of 40% or more when the plate thickness reaches 100 mm or less and 30 mm or more, and when the reduction ratio (%) in the final rolling pass is represented by r, (445-3r) &lt; 0 &gt; C or higher.
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014135367A1 (en) 2013-03-07 2014-09-12 Aleris Aluminum Duffel Bvba Method of manufacturing an al-mg-si alloy rolled sheet product with excellent formability
JP5882380B2 (en) * 2013-04-09 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 Manufacturing method of aluminum alloy sheet for press forming
JP2015040340A (en) * 2013-08-23 2015-03-02 株式会社Uacj Molding aluminum alloy sheet and method for manufacturing the same
CN105518168B (en) * 2013-09-06 2017-07-18 株式会社神户制钢所 Toast the excellent aluminium alloy plate of application hardening
JP6420553B2 (en) * 2014-03-03 2018-11-07 住友電気工業株式会社 Aluminum alloy, aluminum alloy wire, aluminum alloy wire manufacturing method, aluminum alloy member manufacturing method, and aluminum alloy member
US20160099200A1 (en) * 2014-10-01 2016-04-07 Stmicroelectronics S.R.L. Aluminum alloy lead frame for a semiconductor device and corresponding manufacturing process
JP2016141843A (en) * 2015-02-02 2016-08-08 株式会社神戸製鋼所 High strength aluminum alloy sheet
JP2017078211A (en) * 2015-10-21 2017-04-27 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy sheet having high moldability
JP6506678B2 (en) * 2015-11-02 2019-04-24 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy sheet for automobile structural member and method of manufacturing the same
CN108884520B (en) * 2016-03-25 2020-07-17 株式会社神户制钢所 Aluminum alloy blank for magnetic disk and aluminum alloy substrate for magnetic disk
JP2017179468A (en) * 2016-03-30 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy sheet with high formability
JP6208389B1 (en) * 2016-07-14 2017-10-04 株式会社Uacj Method for producing rolled aluminum alloy material for forming comprising aluminum alloy having excellent bending workability and ridging resistance
CN110819838A (en) * 2019-12-06 2020-02-21 中北大学 Preparation method of die-casting aluminum-magnesium-zinc-silicon-manganese-iron alloy

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007169740A (en) 2005-12-22 2007-07-05 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent formability and its production method
JP2009108342A (en) * 2007-10-26 2009-05-21 Furukawa Sky Kk Aluminum alloy plate for forming, and its manufacturing method

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2823797B2 (en) * 1994-02-16 1998-11-11 住友軽金属工業株式会社 Manufacturing method of aluminum alloy sheet for forming
JPH10237576A (en) * 1997-02-26 1998-09-08 Nippon Steel Corp Aluminum alloy sheet excellent in formability, baking finish hardenability, chemical conversion treatment property, and corrosion resistance and its production
JP4200082B2 (en) * 2003-11-18 2008-12-24 古河スカイ株式会社 Aluminum alloy plate for forming and method for producing the same
TW200536946A (en) * 2003-12-11 2005-11-16 Nippon Light Metal Co Method for producing Al-Mg-Si alloy excellent in bake-hardenability and hemmability
JP4328242B2 (en) * 2004-02-26 2009-09-09 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy plate with excellent ridging mark characteristics
JP5113318B2 (en) * 2004-04-13 2013-01-09 古河スカイ株式会社 Aluminum alloy plate for forming and method for producing the same
JP2006241548A (en) * 2005-03-04 2006-09-14 Sumitomo Light Metal Ind Ltd Al-Mg-Si ALLOY SHEET SUPERIOR IN BENDABILITY, MANUFACTURING METHOD THEREFOR, AND AUTOMOTIVE SKIN PLATE OBTAINED FROM THE SHEET
JP2008024964A (en) * 2006-07-18 2008-02-07 Nippon Light Metal Co Ltd High-strength aluminum alloy sheet and producing method therefor
JP2008303449A (en) * 2007-06-11 2008-12-18 Furukawa Sky Kk Aluminum alloy sheet for forming, and method for producing aluminum alloy sheet for forming
JP2009173973A (en) * 2008-01-22 2009-08-06 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent ridging mark property upon forming
JP2009173972A (en) * 2008-01-22 2009-08-06 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent ridging mark property upon forming
KR101251237B1 (en) * 2008-03-31 2013-04-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Aluminum alloy sheet with excellent post-fabrication surface qualities and method of manufacturing same
JP5203772B2 (en) * 2008-03-31 2013-06-05 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy sheet excellent in paint bake hardenability and suppressing room temperature aging and method for producing the same
JP5568031B2 (en) * 2010-03-02 2014-08-06 株式会社神戸製鋼所 Aluminum alloy cold rolled sheet for bottle cans

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007169740A (en) 2005-12-22 2007-07-05 Kobe Steel Ltd Aluminum alloy sheet having excellent formability and its production method
JP2009108342A (en) * 2007-10-26 2009-05-21 Furukawa Sky Kk Aluminum alloy plate for forming, and its manufacturing method

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JP2012214846A (en) 2012-11-08
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