KR101850235B1

KR101850235B1 - Aluminum alloy plate having excellent moldability and bake hardening properties

Info

Publication number: KR101850235B1
Application number: KR1020167026866A
Authority: KR
Inventors: 히사오 시시도; 가쓰시 마쓰모토; 야스히로 아루가
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2014-03-31
Filing date: 2015-03-23
Publication date: 2018-04-18
Also published as: WO2015151908A1; US20180187293A1; CA2941997A1; CN106103762A; JP2015196852A; JP6190307B2; MX2016012241A; CN106103762B; CA2941997C; KR20160127113A

Abstract

본 발명은, 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하, BH 후의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 하는 것이 가능한 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은 질량%로, Mg: 0.2∼1.0% 및 Si: 0.2∼1.0%를 포함하고, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}≤1.2%를 만족하며, 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위 내에, 높이 20∼50μW/mg의 발열 피크를 갖는, 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판에 관한 것이다.An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate capable of setting the 0.2% proof stress at the time of molding to 110 MPa or less and the 0.2% proof stress after BH to 170 MPa or more. The present invention relates to a method for manufacturing a semiconductor device, which comprises, by mass%, 0.2 to 1.0% of Mg and 0.2 to 1.0% of Si and satisfies {(Mg content) + (Si content)} 1.2% And has an exothermic peak of 20 to 50 mu W / mg in height within a temperature range of 230 to 330 DEG C, and is excellent in moldability and baking painting curability.

Description

[0001] DESCRIPTION [0002] ALUMINUM ALLOY PLATE HAVING EXCELLENT MOLDABILITY AND BAKE HARDENING PROPERTIES [

본 발명은 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 관한 것이다. 본 발명에서 말하는 알루미늄 합금판이란, 열간 압연판이나 냉간 압연판 등의 압연판으로서, 용체화 처리 및 담금질 처리 등의 조질이 실시된 후이고, 프레스 성형이나 베이킹 도장 경화 처리되기 전의 알루미늄 합금판을 말한다. 또한, 이하의 기재에서는 알루미늄을 알루미 또는 Al이라고도 말한다.The present invention relates to an Al-Mg-Si based aluminum alloy plate. The aluminum alloy sheet referred to in the present invention refers to a rolled plate such as a hot rolled plate or a cold rolled plate which is subjected to tempering such as solution treatment and quenching treatment and is used after being subjected to press molding or baking paint hardening treatment, It says. In the following description, aluminum is also referred to as aluminum or Al.

근년, 지구 환경 등에 대한 배려로 인해, 자동차 등의 차량의 경량화의 사회적 요구는 더욱 더 높아지고 있다. 이러한 요구에 부응하도록, 자동차의 대형 보디 패널 구조체(아우터 패널, 이너 패널)의 재료로서, 강판 등의 철강 재료 대신에, 성형성이나 베이킹 도장 경화성이 우수한, 보다 경량인 알루미늄 합금재의 적용이 증가하고 있다.In recent years, due to consideration of the global environment, the social demand for lightening of vehicles such as automobiles is further increasing. In order to meet such a demand, the application of a lightweight aluminum alloy material having excellent moldability and baking paint hardenability in place of a steel material such as a steel sheet is increasing as a material of a large body panel structure (outer panel, inner panel) of an automobile have.

이 자동차의 대형 보디 패널 구조체 중, 후드, 펜더, 도어, 루프, 트렁크 리드 등의 아우터 패널(외판)에도, 박육 및 고강도 알루미늄 합금판으로서, Al-Mg-Si계의 AA 내지 JIS 6000계(이하, 간단히 6000계라고도 말함) 알루미늄 합금판의 사용이 검토되고 있다.Among the large body panel structures of this automobile, Al-Mg-Si series AA to JIS 6000 series (hereinafter referred to as " Al-Mg-Si series aluminum alloy plates " , Simply referred to as a 6000 system), the use of aluminum alloy plates has been studied.

이 6000계 알루미늄 합금판은, Si, Mg를 필수로 포함하고, 특히 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금은, 이들 Si/Mg가 질량비로 1 이상인 조성을 갖고, 우수한 시효 경화능을 갖고 있다. 이 때문에, 자동차의 상기 아우터 패널로의 프레스 성형이나 굽힘 가공 시에는, 저내력화에 의해 성형성을 확보한다. 그리고, 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 의해 시효 경화되어서 내력이 향상되어, 패널로서의 필요한 강도를 확보할 수 있는, 베이킹 도장 경화성(이하, 베이크 하드성, BH성, 베이킹 경화성이라고도 말함)도 갖는다.The 6000-series aluminum alloy plate essentially contains Si and Mg, and in particular, the excess Si-type 6000-series aluminum alloy has a composition of Si / Mg of 1 or more in mass ratio and has excellent age hardenability. Therefore, at the time of press forming or bending of the automobile to the outer panel, moldability is secured by lowering the strength. In addition, baking painting hardenability (hereinafter referred to as " baking paint hardening property ") which can be aged and cured by heating during artificial aging (curing) treatment at a relatively low temperature, Bake hardness, BH hardness, and baking hardenability).

한편, 자동차의 상기 아우터 패널은, 주지하는 바와 같이, 알루미늄 합금판에 대해, 프레스 성형 시에 있어서의 장출 성형이나 굽힘 성형 등의 성형 가공이 복합되어 행해져 제작된다. 예를 들면, 후드나 도어 등의 대형의 아우터 패널에서는, 장출 등의 프레스 성형에 의해, 아우터 패널로서의 성형품 형상으로 되고, 이어서, 이 아우터 패널 주연부의 플랫 헴 등의 헴(헤밍) 가공에 의해, 이너 패널과의 접합이 행해져, 패널 구조체로 된다.On the other hand, as is well known, the outer panel of an automobile is produced by compounding an aluminum alloy plate with a molding process such as extrusion molding or bending molding at the time of press molding. For example, in a large outer panel such as a hood or a door, a molded product is formed as an outer panel by press molding such as extrusion. Subsequently, by hemming (hemming) such as flat hem on the periphery of the outer panel, And joining with the inner panel is performed to obtain a panel structure.

여기에서, 6000계 알루미늄 합금은, 우수한 BH성을 갖는다는 이점이 있는 반면에, 실온 시효성을 가져, 용체화 담금질 처리 후의 실온 유지로 시효 경화되어서 강도가 증가하는 것에 의해, 패널로의 성형성, 특히 굽힘 가공성이 저하되는 과제가 있었다. 예를 들면, 6000계 알루미늄 합금판을 자동차 패널 용도로 이용하는 경우, 알루미 제조사에서 용체화 담금질 처리된 후(제조 후), 자동차 제조사에서 패널로 성형 가공될 때까지, 1개월간 정도 실온에 놓여지고(실온 방치되고), 그 동안에, 상당히 시효 경화(실온 시효)되게 된다. 특히, 엄격한 굽힘 가공이 들어가는 아우터 패널에 있어서는, 제조 직후에는, 문제없이 성형이 가능하더라도, 1개월 경과 후에는, 헴 가공 시에 균열이 생기는 경우 등이 있었다. 따라서, 자동차 패널용, 특히 아우터 패널용의 6000계 알루미늄 합금판에서는, 1개월간 정도의 비교적 장기에 걸친 실온 시효를 억제할 필요가 있다.Here, the 6000-series aluminum alloy has an advantage of having an excellent BH property, but has a room temperature aging property, and is aged with keeping at room temperature after the solution annealing treatment to increase the strength, , In particular, the bending workability is lowered. For example, when a 6000-series aluminum alloy sheet is used for an automobile panel, it is placed at a room temperature for about one month until the automobile manufacturer performs annealing and quenching (after the manufacturing) Left at room temperature), and during this time, it becomes considerably age hardened (room temperature aging). Particularly, in the outer panel in which rigid bending is performed, there is a case where cracking occurs in the hemming process after a lapse of one month even though molding can be performed without any problem immediately after the production. Therefore, it is necessary to suppress the room temperature aging over a relatively long period of about one month in a 6000-series aluminum alloy plate for automobile panels, particularly for outer panels.

더욱이, 이와 같은 실온 시효가 큰 경우에는, BH성이 저하되어서, 상기한 성형 후의 패널의 도장 베이킹 처리 등의, 비교적 저온의 인공 시효(경화) 처리 시의 가열에 의해서는, 패널로서의 필요한 강도까지 내력이 향상되지 않게 된다는 경우도 생긴다.Further, when such a room temperature aging is large, the BH property is lowered. By heating during artificial aging (curing) treatment at a comparatively low temperature, such as the paint baking treatment of the panel after the molding described above, There is a case where the internal strength is not improved.

종래, 이와 같은 6000계 알루미늄 합금판의 실온 시효에 의한, 성형성과 BH성의 저하에 대해, 판의 조질 후(용체화 및 담금질 처리 후)의 실온 방치 중에 형성되는 Mg-Si계 클러스터를 제어하는 방법이, 여러 가지 제안되어 있다. 그 중의 하나로서, 이들 Mg-Si계 클러스터를, 6000계 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선(시차 주사 열량분석 곡선이라고도 말하고, 이하, DSC라고도 말함)의 흡열 피크나 발열 피크로 제어하는 기술이 제안되어 있다.Conventionally, there has been proposed a method of controlling Mg-Si-based clusters formed at room temperature after tempering (after solution treatment and quenching treatment) of a plate against the moldability and lowering of BH property due to the room temperature aging of such a 6000- There have been various proposals. As one of them, a technique of controlling these Mg-Si clusters to an endothermic peak or an exothermic peak of a differential scanning calorimetry curve (also referred to as a differential scanning calorimetry curve, hereinafter also referred to as DSC) of a 6000-series aluminum alloy plate Has been proposed.

예를 들면, 특허문헌 1, 2에서는, 실온 시효 억제와 저온 시효 경화능을 저해하는 Mg-Si계 클러스터로서, 특히, Si/공공 클러스터(GPI)의 생성량을 규제하는 것이 제안되어 있다. 이들 기술에서는, GPI의 생성량을 규제하기 위해서, T4재(용체화 처리 후 자연 시효 후)의 DSC에 있어서, GPI의 용해에 상당하는 150∼250℃의 온도 범위에 있어서의 흡열 피크가 없는 것을 규정하고 있다. 또한, 이들 기술에서는, 이 GPI의 생성을 억제 내지 제어하기 위해서, 용체화 및 실온까지 담금질 처리한 후에, 70∼150℃에서 0.5∼50시간 정도 유지하는 저온 열 처리를 실시하고 있다.For example, in Patent Documents 1 and 2, Mg-Si-based clusters inhibiting room temperature aging inhibition and low-temperature age hardening ability are proposed, in particular, regulating the amount of Si / public cluster (GPI) produced. In these techniques, it is specified that there is no endothermic peak in the temperature range of 150 to 250 캜, which corresponds to the dissolution of GPI, in DSC of T4 material (after natural aging after solution treatment) in order to regulate the amount of GPI produced . Further, in these techniques, low temperature heat treatment is carried out in order to inhibit or control the generation of GPI, which is subjected to solution treatment and quenching to room temperature, and then maintained at 70 to 150 캜 for about 0.5 to 50 hours.

특허문헌 3에서는, 과잉 Si형의 6000계 알루미늄 합금재로서, 이 알루미늄 합금재의 용체화 및 담금질 처리를 포함하는 조질 처리 후의 DSC에 있어서, Si/공공 클러스터(GPI)의 용해에 상당하는 150∼250℃의 온도 범위에 있어서의 마이너스의 흡열 피크 높이가 1000μW 이하이고, 또한 Mg/Si 클러스터(GPII)의 석출에 상당하는 250∼300℃의 온도 범위에 있어서의 플러스의 발열 피크 높이를 2000μW 이하로 하는 것이 제안되어 있다. 이 알루미늄 합금재는, 상기 조질 처리 후 적어도 4개월간의 실온 시효 후의 특성으로서, 내력이 110∼160MPa의 범위이고, 또한 상기 조질 처리 직후와의 내력차가 15MPa 이내, 신도가 28% 이상이며, 추가로 2%의 변형 부여 후 150℃×20분의 저온 시효 처리 시의 내력이 180MPa 이상인 특성을 갖는다.Patent Document 3 discloses an excessive Si-type 6000-series aluminum alloy material, which has a melting point of 150 to 250 (equivalent to melting of Si / public cluster (GPI)) in the DSC after tempering treatment including solution treatment and quenching treatment of the aluminum alloy material. And the positive exothermic peak height in the temperature range of 250 to 300 占 폚 corresponding to the precipitation of the Mg / Si cluster (GPII) is set to 2000 占 W or less Has been proposed. The aluminum alloy material is characterized by having an internal strength of 110 to 160 MPa after aging at room temperature for at least 4 months after the tempering treatment and a difference in strength with respect to immediately after the tempering treatment of not more than 15 MPa and an elongation of not less than 28% %, And the proof strength at low temperature aging treatment at 150 占 폚 for 20 minutes is 180 MPa or more.

특허문헌 4에서는, 저온 단시간의 베이킹 도장 경화 처리에서의 BH성을 얻기 위해, 6000계 알루미늄 합금판의 조질 처리 후의 DSC에 있어서, 100∼200℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 W1을 50μW 이상으로 하고, 또한 200∼300℃의 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이 W2와 상기 발열 피크 높이 W1의 비 (W2/W1)을 20.0 이하로 하는 것이 제안되어 있다.In Patent Document 4, in order to obtain the BH property in the baking painting hardening treatment at a low temperature for a short time, in the DSC after the tempering treatment of the 6000 aluminum alloy sheet, the exothermic peak height W1 in the temperature range of 100 to 200 deg. , And the ratio (W2 / W1) of the exothermic peak height W2 to the exothermic peak height W1 in the temperature range of 200 to 300 占 폚 is 20.0 or less.

여기에서, 상기 발열 피크 W1은, 인공 시효 경화 처리 시의 β"(Mg₂Si상)의 핵생성 사이트가 되는 GP 존의 석출에 대응하고 있고, W1의 피크 높이가 높을수록, 인공 시효 경화 처리 시의 β"의 핵생성 사이트가 되는 GP 존이, 조질 처리 후의 판에 이미 형성, 확보되어 있다고 한다. 이 결과, 성형 후의 베이킹 도장 경화 처리 시에, 신속하게 β"가 성장하여, BH성을 향상시킨다고 하고 있다. 한편, 상기 발열 피크 W2 쪽은, β" 자체의 석출 피크에 대응하고 있고, 성형되는 판의 내력을 135MPa 미만으로 저내력화시켜 성형성을 확보하기 위해서, 이 발열 피크 W2 높이를 가능한 한 작게 한다고 하고 있다.Here, the exothermic peak W1 corresponds to the precipitation of the GP zone as the nucleation site of? "(Mg ₂ Si phase) during the artificial aging hardening treatment, and the higher the peak height of W1, the more the artificial aging hardening treatment It is said that the GP zone which becomes the nucleation site of "of the city " is already formed and secured in the plate after the tempering treatment. As a result, in the baking painting hardening treatment after molding, it is said that? "Grows quickly to improve the BH property. On the other hand, the exothermic peak W2 corresponds to the precipitation peak of?" Itself, The height of the exothermic peak W2 is set to be as small as possible in order to assure moldability by lowering the proof stress of the plate to less than 135 MPa.

특허문헌 5에서는, DSC에 있어서, BH성에 특히 관련된, 특정한 온도 범위에 있어서의 발열 피크 높이를 3개(3개소) 선택해서 각각 제어하여, BH성(베이킹 도장 경화 특성)을 높이는 것이 제안되어 있다. 이 3개의 발열 피크란, 230∼270℃의 피크 A, 280∼320℃의 피크 B, 330∼370℃의 피크 C이고, 피크 B의 높이를 20μW/mg 이상, 또한 각 피크의 비 (A/B)를 0.45 이하, (C/B)를 0.6 이하로 함으로써, 2%의 변형 부여 후에 170℃×20분의 인공 경화 처리를 실시했을 때의 0.2% 내력 증가량을 100MPa 이상으로 하는 방법이 제안되어 있다.In Patent Document 5, it has been proposed to increase the BH property (baking paint hardening property) by selecting three heating peak heights in a specific temperature range, which are particularly related to the BH property, in DSC . The three exothermic peaks are a peak A at 230 to 270 캜, a peak B at 280 to 320 캜, a peak C at 330 to 370 캜, a peak B height of not less than 20 μW / mg, B) of not more than 0.45 and (C / B) of not more than 0.6, a 0.2% strength increase when the artificial curing treatment at 170 ° C for 20 minutes is carried out after imparting 2% of strain is made 100 MPa or more have.

일본 특허공개 평10-219382호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-219382 일본 특허공개 2000-273567호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-273567 일본 특허공개 2003-27170호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-27170 일본 특허공개 2005-139537호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-139537 일본 특허공개 2013-167004호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-167004

자동차의 상기 각종의 아우터 패널은, 디자인성의 점에서, 변형이 없는 아름다운 곡면 구성과 캐릭터 라인을 실현시키는 것이 필요하다. 그러나, 경량화를 위한, 보다 고강도인 알루미늄 합금판 소재의 채용에 수반하여 성형은 어려워지기 때문에, 이와 같은 요구에 부응하는 것은 해마다 엄격해지고 있다. 이 때문에, 근년 더욱 더, 보다 성형성이 우수한 고강도 알루미늄 합금판이 요구되고 있다. 그러나, 상기한 종래의 DSC에 의한 조직 제어에서는, 이와 같은 요구에 부응하는 것이 어려워지고 있다.The various outer panels of the automobile are required to realize a beautiful curved surface configuration and a character line without deformation in view of designability. However, since the aluminum alloy sheet material having a higher strength for lightening is employed, the molding becomes difficult, and thus, meeting this demand has become stricter every year. For this reason, in recent years, there has been a demand for a high strength aluminum alloy sheet which is more excellent in moldability. However, with the above-described conventional DSC controlled structure, it is becoming difficult to meet such a demand.

예를 들면, 아우터 패널에의 고강도 알루미늄 합금판의 적용을 어렵게 하고 있는 한 요인으로서, 아우터 패널 독특의 형상이 있다. 아우터 패널에는, 손잡이대나 램프대, 라이선스(넘버 플레이트)대 등의, 기구나 부재를 장착하거나, 휠 아치를 묘사하는, 소정 깊이의 오목부(장출부, 엠보싱부)가 부분적으로 마련된다.For example, there is a unique shape of the outer panel as a factor that makes it difficult to apply the high strength aluminum alloy plate to the outer panel. The outer panel is partially provided with recesses (protruding portions, embossing portions) of a predetermined depth for mounting a mechanism or member such as a handlebar, a lamp base, a license (number plate) base, or depicting a wheel arch.

이와 같은 오목부를, 그 오목부 형상 주위의 연속된 곡면을 포함시켜서 프레스 성형한 경우에는, 면 변형이 발생하기 쉬워, 상기한 변형이 없는 아름다운 곡면 구성과 캐릭터 라인을 실현시키는 것이 어렵다. 따라서, 상기 아우터 패널에의 고강도 알루미늄 합금판의 적용에 있어서, 면 변형의 발생을 억제하여, 성형성이 향상된 고강도 알루미늄 합금판을 얻는다는 과제를 갖는다.When such concave portions are formed by press forming including a continuous curved surface around the concave shape, surface deformation easily occurs, and it is difficult to realize a beautiful curved surface configuration and a character line without the deformation described above. Therefore, there is a problem in that, when the high-strength aluminum alloy sheet is applied to the outer panel, the occurrence of surface deformation is suppressed and a high-strength aluminum alloy sheet with improved formability is obtained.

한편, 이와 같은 면 변형에 관한 과제는, 상기한 오목부(장출부)뿐만이 아니라, 도어 아우터 패널의 안장형부, 프론트 펜더의 종벽부, 리어 펜더의 윈드 코너부, 트렁크 리드나 후드 아우터의 캐릭터 라인의 소멸부, 리어 펜더 필러의 부근부 등, 면 변형을 일으키는 오목부(장출부)를 일부에 갖는, 자동차 패널에 공통되는 과제이다.The problem of such surface deformation is that not only the above-mentioned concave portion (projecting portion) but also the saddle portion of the door outer panel, the longitudinal wall portion of the front fender, the wind corner portion of the rear fender, the character line of the trunk lid or hood outer (Protruding portion) that causes surface deformation, such as a part of the rear fender pillar, which is common to automobile panels.

이와 같은 과제에 대해서, 상기 면 변형의 발생을 억제한 성형성 향상을 위해서는, 제조 후에 실온 시효한 판이 프레스 성형될 때의 0.2% 내력을 110MPa 미만으로 낮게 할 것이 요망된다. 그러나, 이와 같이 성형 시의 내력을 저하시키면, 베이킹 도장 경화 후(이하, 베이크 하드 후 또는 BH 후라고도 말함)의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 하고, 또한 베이킹 도장 경화에 의한 0.2% 내력 증가량을 70MPa 이상으로 하는 것이 어려워진다. 이상에 의해, 특허문헌 1∼5에 개시된 종래의 DSC에 의한 조직 제어에서는, 상기 과제를 해결하는 것이 어렵다.In order to improve the moldability by suppressing the occurrence of the surface deformation, it is desired to lower the 0.2% proof stress when the plate aged at room temperature is press-formed after the production to less than 110 MPa. However, if the proof strength at the time of molding is lowered as described above, the 0.2% proof stress after baking painting hardening (hereinafter also referred to as baking hardness or after BH) is set to 170 MPa or more and the 0.2% strength increase amount by baking painting hardening is set to 70 MPa Or more. In view of the above, it is difficult to solve the above problems in conventional tissue control by DSC disclosed in Patent Documents 1 to 5.

본 발명은, 이와 같은 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 하는 것이 가능한, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판을 제공하는 것을 목적으로 한다.The present invention has been made in order to solve such a problem, and it is an object of the present invention to provide a resin composition which has a moldability and a baking paint hardenability which can make the 0.2% proof stress after BH lower than 110 MPa, An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate.

본 발명자들은, 예의 연찬을 쌓은 결과, Mg와 Si를 포함하는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판에 있어서, 특정한 조성과, DSC에 있어서의 특정한 발열 피크를 채용하는 것에 의해, 성형성과 베이킹 도장 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판이 얻어진다는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.The inventors of the present invention have found that by adopting a specific composition and a specific exothermic peak in DSC in an Al-Mg-Si aluminum alloy plate containing Mg and Si, it is possible to improve the moldability and baking painting hardenability Is obtained. Thus, the present invention has been accomplished.

즉, 본 발명의 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판의 요지는, 질량%로, Mg: 0.2∼1.0% 및 Si: 0.2∼1.0%를 포함하고, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}≤1.2%를 만족하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판으로서, 상기 알루미늄 합금판의 시차 주사 열분석 곡선에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위 내에, 발열 피크(i)이 1개만 존재하거나, 또는 피크간의 온도차가 50℃ 이하인 발열 피크(ii)가 2개만 존재하고, 또한 상기 발열 피크(i)의 높이, 또는 상기 발열 피크(ii) 중 피크 높이가 큰 쪽의 높이가 20∼50μW/mg의 범위인 것을 특징으로 한다.That is, the essential point of the aluminum alloy plate having excellent moldability and baking painting curability of the present invention is that it contains 0.2 to 1.0% of Mg and 0.2 to 1.0% of Si in terms of% by mass, and {(Mg content) + (Si content) } &Amp;le; 1.2%, and the remainder being Al and inevitable impurities, wherein the aluminum alloy sheet has a differential scanning calorimetry curve in the temperature range of 230 to 330 DEG C (Ii) in which only one exothermic peak (i) exists or only two exothermic peaks (ii) in which the temperature difference between the peaks is 50 ° C or lower are present and the height of the exothermic peak (i) And the height of the side having a larger height is in the range of 20 to 50 mu W / mg.

단, 상기 판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미, 시료 용기: 알루미, 승온 조건: 15℃/분, 분위기: 아르곤(50ml/분), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행하고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정한다.In the differential thermal analysis at each measurement point on the plate, a test apparatus DSC220G manufactured by Seiko Instruments, standard material: aluminum, sample vessel: aluminum, temperature elevation condition: 15 DEG C / min, atmosphere: argon (ΜW / mg) obtained by dividing the profile (μW) of the obtained differential thermal analysis by the weight of the sample (μW / mg), and the sample weight is 24.5 to 26.5 mg. , The region where the profile of differential thermal analysis is horizontal becomes a reference level of 0 and the exothermic peak height from the reference level is measured.

상기 성형성과 베이킹 도장 경화성이 우수한 알루미늄 합금판은, Fe: 0% 초과 0.5% 이하, Mn: 0% 초과 0.3% 이하, Cr: 0% 초과 0.3% 이하, Zr: 0% 초과 0.1% 이하, V: 0% 초과 0.1% 이하, Ti: 0% 초과 0.1% 이하, Cu: 0% 초과 0.5% 이하, Ag: 0% 초과 0.1% 이하, 및 Zn: 0% 초과 0.5% 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 추가로 포함하고 있어도 된다.The aluminum alloy plate excellent in moldability and baking painting curability is characterized by containing at least one selected from the group consisting of Fe: more than 0% to 0.5%, Mn: more than 0% to 0.3%, Cr: more than 0% to 0.3% : More than 0% to 0.1% or less, Ti: more than 0% to 0.1%, Cu: more than 0% to 0.5%, Ag: more than 0% to 0.1% One or more kinds of elements may be further included.

본 발명에서는, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금판의 주요 원소인 Mg, Si의 함유량을 약간 낮게 하는 것에 의해, 제조 후의 판의 실온 시효 후에 있어서의 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 할 수 있기 때문에, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등에 적용했을 때의 성형성을 향상시킬 수 있다.In the present invention, by slightly lowering the contents of Mg and Si which are the main elements of the Al-Mg-Si aluminum alloy sheet, the 0.2% proof stress at the time of forming the plate after room temperature aging can be made 110 MPa or less It is possible to improve the moldability of the panel structure of an automobile, particularly when it is applied to an automobile panel in which surface deformation is a problem.

그러고 나서, 알루미늄 합금판의 DSC에 있어서의 열 특성(조직)을 제어하는 것에 의해, 자동차 패널로서 유용한, BH 후의 0.2% 내력을 170MPa 이상, 또한 0.2% 내력 증가량을 70MPa 이상으로 한 고강도화를 보증할 수 있다. 한편, DSC에 있어서의 열 특성(조직)의 제어는, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물의 양을 보증하는 기준이 된다.By controlling the thermal characteristics (structure) in the DSC of the aluminum alloy plate, it is ensured that the strength of 0.2% after BH is 170 MPa or more and the increase in 0.2% strength is 70 MPa or more, which is useful as an automobile panel . On the other hand, the control of the thermal properties (texture) in the DSC is a standard for assuring the amount of precipitate deposited after the baking painting hardening treatment.

이와 같은 조성과 조직의 제어에 의해, 새로운 첨가 원소를 더하지 않더라도, Al-Mg-Si계 알루미늄 합금의 기본적인 조성에 의해서만, 그리고, 통상적 방법에 의한 제조 방법을 크게 변경하지 않고, 성형성과 베이킹 경화성을 겸비한 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다.By such composition and control of the structure, it is possible to obtain the aluminum alloy having the excellent moldability and baking hardenability without significantly changing the manufacturing method by the ordinary method, only by the basic composition of the Al-Mg-Si based aluminum alloy, Can be provided.

도 1은 실시예 중의 일부의 예에 있어서의 알루미늄 합금판의 DSC를 나타내는 도면이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Fig. 1 is a diagram showing the DSC of an aluminum alloy sheet in some examples of the embodiment. Fig.

이하에, 본 발명의 실시형태에 대하여, 요건마다 구체적으로 설명한다. 한편, 본 명세서에 있어서, "질량%"와 "중량%"는 같은 뜻이다.Hereinafter, the embodiments of the present invention will be described in detail according to the requirements. In the present specification, "mass%" and "weight%"

(화학 성분 조성)(Chemical composition)

우선, 본 발명에 따른 Al-Mg-Si계(이하, 6000계라고도 말함) 알루미늄 합금판(이하, 간단히 알루미늄 합금판이라고도 말함)의 화학 성분 조성에 대해서, 이하에 설명한다.First, the chemical composition of the Al-Mg-Si system (hereinafter also referred to as the 6000 system) aluminum alloy plate (hereinafter, simply referred to as an aluminum alloy plate) according to the present invention will be described below.

본 발명이 대상으로 하는 6000계 알루미늄 합금판은, 상기한 자동차의 외판용의 판 등으로서, 우수한 성형성이나 BH성, 강도, 용접성, 내식성 등의 여러 특성이 요구되므로, 조성의 면에서도 이들 요구를 만족하도록 한다. 그러고 나서, 본 발명에서는, 주요 원소인 Mg 및 Si의 함유량을 약간 낮게 하는 것에 의해, 제조 후의 판의 실온 시효 후의 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 해서, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성을 향상시킨다. 그와 더불어, 베이킹 도장 경화 후의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 하는 것을, 조성의 면에서 가능하게 한다.The 6000-series aluminum alloy plate to which the present invention is applied is required to have various properties such as excellent formability, BH property, strength, weldability, and corrosion resistance, . Then, in the present invention, the content of Mg and Si, which are the main elements, is slightly lowered so that the 0.2% proof stress at the time of molding the plate after room temperature aging is reduced to 110 MPa or less, Thereby improving the moldability of the automobile panel or the like in which deformation is a problem. In addition, it is possible to make the 0.2% proof stress after baking painting hardening to 170 MPa or more in terms of composition.

이와 같은 과제를 만족하기 위해서, 알루미늄 합금판의 조성은, 질량%로, Mg: 0.2∼1.0% 및 Si: 0.2∼1.0%를 포함하고, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}≤1.2%를 만족하며, 또한 잔부가 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것으로 한다. 한편, 본 명세서 중, 각 원소의 함유량의 % 표시는 모두 질량%의 의미이다. 또한, 함유량에 있어서의 「∼」란, 그 하한의 수치 이상, 상한의 수치 이하인 것을 의미한다.In order to satisfy such a problem, the composition of the aluminum alloy plate contains 0.2 to 1.0% of Mg and 0.2 to 1.0% of Si in terms of% by mass, and {(Mg content) + (Si content) And the remainder is made of Al and inevitable impurities. Meanwhile, in the present specification, the percentages of the content of each element means% by mass. The term " ~ " in the content means that the lower limit is not lower than the upper limit.

본 발명에서는, 이들 Mg, Si 및 Al 이외의 그 밖의 원소는 기본적으로는 불순물 또는 포함되어도 되는 원소이다. 당해 그 밖의 원소의 각각의 함유량은, AA 내지 JIS 규격 등에 따른, 또는 그들 규격보다도 약간 낮은 레벨의, 함유량(허용량)으로 한다. 즉, 자원 리사이클의 관점에서, 본 발명에서도, 합금의 용해 원료로서, 고순도 Al 지금뿐만이 아니라, Mg 및 Si 이외의 그 밖의 원소를 첨가 원소(합금 원소)로서 많이 포함하는 6000계 합금이나 그 밖의 알루미늄 합금 스크랩재, 저순도 Al 지금 등을 다량으로 사용하는 경우가 있다. 그 경우, 하기에 나타내는 그 밖의 원소가 필연적으로 실질량 혼입된다. 그리고, 이들 원소를 굳이 저감하는 정련 자체가 비용 상승이 되기 때문에, 어느 정도의 양을 함유하는 허용이 필요해진다. 또한, 실질량 함유해도, 본 발명의 목적이나 효과를 저해하지 않는 함유 범위가 있다.In the present invention, other elements other than Mg, Si and Al are basically impurities or elements which may be included. The content of each of the other elements is set to a content (allowable amount) at a level slightly lower than those of the AA to JIS standards or the like. That is, from the viewpoint of resource recycling, in the present invention, as a raw material for dissolving an alloy, a 6000-series alloy containing not only high-purity Al but also other elements other than Mg and Si as an additional element (alloy element) Alloy scrap material, low purity Al now, etc. may be used in large quantity. In this case, the other elements shown below are inevitably incorporated in the raw mass. Further, since refinement itself to reduce these elements drastically increases the cost, permission to contain a certain amount is required. In addition, even when contained in a mass per unit area, there is a content range that does not impair the objects and effects of the present invention.

따라서, 본 발명에서는, 알루미늄 합금에 포함하고 있어도 되는 그 밖의 원소로서 하기 원소를 들 수 있고, 그의 허용되는 함유량은 AA 내지 JIS 규격 등에 따른 상한량 이하의 범위이며, 이하에 나타내는 바와 같다.Therefore, in the present invention, as the other elements that may be contained in the aluminum alloy, the following elements can be mentioned, and the allowable content thereof is in the range of not more than the upper limit according to the AA to JIS standards, and is as follows.

즉, 상기 알루미늄 합금판이, 추가로, Fe: 0.5% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Mn: 0.3% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cr: 0.3% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Zr: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), V: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ti: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Cu: 0.5% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), Ag: 0.1% 이하(단, 0%를 포함하지 않음), 및 Zn: 0.5% 이하(단, 0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를, 상기 범위에서 더 포함해도 된다.In other words, the aluminum alloy sheet may further contain not more than 0.5% of Fe (not including 0%), not more than 0.3% of Mn (but not including 0%), not more than 0.3% of Cr, (Not including 0%), Zr: not more than 0.1% (but not including 0%), V: not more than 0.1% (but not including 0%), Ti: not more than 0.1% , Cu: not more than 0.5% (but not including 0%), Ag: not more than 0.1% (but not including 0%), and Zn: not more than 0.5% (Not included) may be further contained in the above-mentioned range.

본 명세서에 있어서, 「단, 0%를 포함하지 않음」이란, 그의 함유량이 「0% 초과 」인 것과 같은 뜻이다.In the present specification, " not including 0% " means the content is " exceeding 0% ".

본 발명에 따른 6000계 알루미늄 합금에 있어서의, 각 원소의 함유 범위와 의의, 또는 허용량에 대해서 이하에 설명한다.The content range or allowable amount of each element in the 6000-series aluminum alloy according to the present invention will be described below.

Si: 0.2∼1.0%Si: 0.2 to 1.0%

Si는 Mg와 함께, 도장 베이킹 처리 등의 인공 시효 처리 시에, 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하기 때문에, 자동차 패널로서의 필요한 강도(내력)를 얻기 위한 필수의 원소이다. Si 함유량이 지나치게 적으면, 인공 시효 처리 후의 시효 석출물량이 지나치게 적어져서, 베이킹 도장 후의 강도 증가량이 낮아져 버린다. 한편 Si 함유량이 지나치게 많으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 높아진다. 그 때문에, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 또한, 조대한 정출물 및 석출물이 형성되어서, 굽힘 가공성이 현저하게 저하된다. 한편, Si 함유량의 바람직한 상한값은 0.8%이다.Si, together with Mg, exhibits an age hardening ability by forming an aged precipitate which contributes to the improvement of strength during artificial aging treatment such as paint baking treatment. Therefore, Si is required to have an essential element to be. If the Si content is too small, the amount of the age precipitation after the artificial aging treatment becomes too small, and the amount of increase in strength after baking becomes low. On the other hand, if the Si content is too large, not only the strength immediately after the plate is produced but also the room temperature aging amount after the production increases, and the strength before molding increases. As a result, the moldability of the panel structure of the automobile to automobile panels or the like in which surface deformation is a problem is lowered. Further, coarse crystals and precipitates are formed, and the bending workability is significantly lowered. On the other hand, the upper limit value of the Si content is preferably 0.8%.

패널로의 성형 후의, 보다 저온, 단시간에서의 도장 베이킹 처리에 있어서 우수한 시효 경화능을 발휘시키기 위해서는, Si/Mg를 질량비로 1.0 이상으로 하고, 일반적으로 말해지는 과잉 Si형보다도 더 Si를 Mg에 대해 과잉으로 함유시킨 6000계 알루미늄 합금 조성으로 하는 것이 바람직하다.In order to exhibit an excellent age hardening ability in the coating baking treatment at a lower temperature and in a short time after molding into a panel, Si / Mg is preferably set to 1.0 or more by mass ratio, and more Si than Mg, It is preferable that the composition of the 6000-series aluminum alloy is excessively contained.

Mg: 0.2∼1.0%Mg: 0.2 to 1.0%

Mg도, Si와 함께 강도 향상에 기여하는 시효 석출물을 형성해서, 시효 경화능을 발휘하기 때문에, 패널로서의 필요 내력을 얻기 위한 필수의 원소이다. Mg 함유량이 지나치게 적으면, 인공 시효 처리 후의 석출물의 석출량이 지나치게 적어져서, 베이킹 도장 후의 강도 증가량이 낮아져 버린다. 한편, Mg 함유량이 지나치게 높으면, 판의 제조 직후의 강도뿐만 아니라, 제조 후의 실온 시효량도 높아져, 성형 전의 강도가 지나치게 높아지기 때문에, 자동차의 패널 구조체의, 특히 면 변형이 문제가 되는 자동차 패널 등으로의 성형성이 저하되어 버린다. 한편, Mg 함유량의 바람직한 상한값은 0.8%이다.Mg also forms an aged precipitate that contributes to the improvement of strength together with Si, and exhibits an age hardening ability, and therefore is an essential element for obtaining a required strength as a panel. If the Mg content is too small, the precipitation amount of the precipitate after the artificial aging treatment becomes too small, and the increase in the strength after baking becomes low. On the other hand, if the Mg content is too high, not only the strength immediately after the plate is produced but also the room temperature aging amount after the production increases, and the strength before molding becomes too high. The moldability of the resin is deteriorated. On the other hand, the upper limit value of the Mg content is preferably 0.8%.

{(Mg 함유량)+(Si 함유량)}≤1.2%{(Mg content) + (Si content)}? 1.2%

Mg와 Si의 합계 함유량인 {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}은, 성형 전의 6000계 알루미늄 합금판의 조직으로서, 당해 알루미늄 합금판의 DSC에 있어서의 230∼330℃의 온도 범위 내에 존재하는 발열 피크에 크게 영향을 준다.(Mg content) + (Si content)}, which is the total content of Mg and Si, is a structure of a 6000-series aluminum alloy plate before molding and is present in the temperature range of 230 to 330 DEG C in the DSC of the aluminum alloy plate It greatly affects the exothermic peak.

후술하는 적절한 제조 방법을 취하는 것을 전제로, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}을 1.2% 이하로 하는 것에 의해, 230∼330℃의 온도 범위 내에 발열 피크(ii)가 2개만 존재하는 경우에, 이들 2개의 발열 피크(ii)의 서로의 피크간의 온도차를 50℃ 이하로 할 수 있고, 피크 높이가 높은 쪽의 피크 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 할 수 있다. 또한, 상기 온도 범위 내에 발열 피크(i)이 1개만 존재하는 경우에는, 이 발열 피크(i)의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 할 수 있다.(Ii) is present within the temperature range of 230 to 330 DEG C by setting the content of {(Mg content) + (Si content)} to 1.2% or less on the premise that a suitable production method to be described later is taken , The temperature difference between the peaks of these two exothermic peaks (ii) can be 50 DEG C or lower, and the peak height of the higher peak height can be set in the range of 20-50 mu W / mg. When there is only one exothermic peak (i) within the above-mentioned temperature range, the height of the exothermic peak (i) may be in the range of 20 to 50 μW / mg.

이 때문에, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}은 가능한 한 낮은 편이 바람직하지만, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}의 하한량은, 판으로서의 기본적 성능을 발휘하기 위한 Mg와 Si의 최저 필요량이 필수이기 때문에, 각 하한 함유량에 의해 정해진다. 이 점도 고려하면, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}의 하한은 바람직하게는 0.6% 이상으로 한다.For this reason, it is preferable that the ratio of {(Mg content) + (Si content)} be as low as possible, but the lower limit of {(Mg content) + (Si content) Since the minimum required amount is required, it is determined by the lower limit content. Considering this point, the lower limit of {(Mg content) + (Si content)} is preferably 0.6% or more.

한편, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}이 1.2%를 초과해서 지나치게 커지면, 후술하는 적절한 제조 조건에 의해서도, 규정 범위 내에 DSC의 발열 피크를 제어하는 것이 어려워진다. 즉, 230∼330℃의 온도 범위에 발열 피크가 2개 존재하는 경우에는, 이들 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차를 50℃ 이하로 할 수 없게 된다. 또한, 상기 온도 범위 내에 발열 피크가 1개만 존재하는 경우에는, 이 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 할 수 없게 된다. 이 때문에, 성형 시(베이킹 도장 전)의 강도를 낮게 하는 것과, 베이킹 도장 시의 강도 증가량을 크게 하는 것을, 양립시키기 어려워진다. 이 때문에, {(Mg 함유량)+(Si 함유량)}의 상한은 1.2% 이하, 바람직하게는 1.0% 이하로 한다.On the other hand, if {(Mg content) + (Si content)} exceeds 1.2%, it becomes difficult to control the exothermic peak of DSC within the specified range even under appropriate production conditions to be described later. That is, when two exothermic peaks are present in the temperature range of 230 to 330 캜, the temperature difference between the peaks of these two exothermic peaks can not be 50 캜 or lower. When only one exothermic peak exists within the above temperature range, the height of the exothermic peak can not be within a range of 20 to 50 μW / mg. For this reason, it is difficult to make both the strength at the time of molding (before baking) lower and the amount of increase in strength at baking time greater. Therefore, the upper limit of {(Mg content) + (Si content)} is 1.2% or less, preferably 1.0% or less.

(시차 주사 열분석 곡선, 시차 주사 열량분석 곡선, DSC)(Differential scanning calorimetry curve, differential scanning calorimetry curve, DSC)

이상과 같은 조성으로 한 뒤에, 본 발명에서는, 자동차 패널 등으로서의 고강도를 보증하기 위해서, 베이킹 도장 경화 처리 후에 있어서 석출되는 석출물의 양을 보증하는 기준으로서, 알루미늄 합금판의 DSC에 있어서의 피크를 제어한다. 즉, 종래에는 230∼330℃의 온도 범위 내에 서로 떨어져서 존재하고 있던 2개의 발열 피크를, 서로 근접해서(온도차가 작아져서) 중첩되는 조직으로 한다. 이에 의해, 자동차 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, 베이킹 도장 경화 후의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 하는 것을 가능하게 한다.In order to assure high strength as an automobile panel or the like after the above-mentioned composition, in the present invention, as a criterion for assuring the amount of precipitates deposited after the baking painting hardening treatment, the peak in the DSC of the aluminum alloy plate is controlled do. In other words, conventionally, two exothermic peaks that exist apart from each other within a temperature range of 230 to 330 deg. C are made to be superimposed on each other in proximity to each other (with a smaller temperature difference). This makes it possible to reduce the 0.2% proof stress at the time of forming the automobile panel to 110 MPa or less, and then to set the 0.2% proof stress after baking painting curing to 170 MPa or more.

여기에서, 시차 주사 열분석 곡선(DSC)이란, 판의 조질 처리 후의 알루미늄 합금판의 융해 과정에 있어서의 열적 변화를, 이하의 조건에 의한 시차 열분석에 의해 측정해서 얻어진 고상으로부터의 가열 곡선이다.Here, the differential scanning calorimetry curve (DSC) is a heating curve from a solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process of the aluminum alloy sheet after tempering treatment of the plate by differential thermal analysis under the following conditions .

즉, 알루미늄 합금판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미늄, 시료 용기: 알루미늄, 승온 조건: 15℃/분, 분위기: 아르곤(50ml/분), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행하고, 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정한다.In the differential thermal analysis at each measurement point of the aluminum alloy plate, DSC220G manufactured by Seiko Instruments, standard material: aluminum, sample container: aluminum, temperature elevation condition: 15 DEG C / min, atmosphere: argon (ΜW / mg) obtained by dividing the profile (μW) of the obtained differential thermal analysis by the weight of the sample (μW / mg), respectively, in the same conditions of 24.5 to 26.5 mg The region where the profile of the differential thermal analysis is horizontal is set as the reference level of 0, and the exothermic peak height from this reference level is measured.

이 DSC에 있어서, 종래 기술에서는 230∼330℃의 범위에, 서로 피크간의 온도차(거리)가 멀리 떨어져서 존재한 β''와 β'의 2개의 발열 피크가 존재한다. 본 발명에서는, 당해 2개의 발열 피크를, 서로 근접시켜서(온도차를 작게 해서) 중첩시키도록 하기 위해서, 알루미늄 합금판의 조직을 규정하고 있다. 즉, 알루미늄 합금판의 DSC에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위 내에, 발열 피크(i)을 1개만, 또는 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하인 발열 피크(ii)를 2개만 존재시키고 있다. 그리고, 상기 1개만의 발열 피크(i)의 높이나, 또는 상기 2개만의 발열 피크(ii) 중 피크 높이가 큰(높은) 쪽의 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 하고 있다.In this DSC, there are two exothermic peaks of β '' and β 'existing in the range of 230 to 330 ° C. in the prior art, and the temperature difference (distance) between the peaks is far apart. In the present invention, the structure of the aluminum alloy plate is specified so that the two exothermic peaks are brought close to each other (with a small temperature difference) to overlap each other. That is, in the DSC of the aluminum alloy sheet, only one exothermic peak (i) or only two exothermic peaks (ii) having a temperature difference of 50 ° C. or less between the peaks are present in the temperature range of 230 to 330 ° C. The height of only one exothermic peak (i) or the exothermic peak height of the peak height of the two exothermic peaks (ii) is in the range of 20 to 50 μW / mg.

6000계 알루미늄 합금판은, 클러스터, GP 존, 강화상 1(β''), 강화상 2(β'), 평형상(Mg₂Si)과, 시효 온도에 따라 여러 가지의 석출상이 생성된다. 이 중에서, 베이킹 도장(인공 시효 처리) 후의 강도를 높게 하기 위해서는, 베이킹 도장 시에 β''나 β'를 생성하는 것이 유효하다고 추측된다. 단, 판의 실온 시효 후의 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 하기 위해서, Mg 및 Si의 함유량을 약간 낮게 한, 본 발명의 6000계 알루미늄 합금판에서는, Mg 및 Si의 함유량이 비교적 높은, 통상의 6000계 알루미늄 합금판에 비하여, 상기 강화상 1(β'')이나 강화상 2(β')의 BH(인공 시효 처리) 시의 발생 거동(발생 온도)이 크게 상이해진다.The 6000 series aluminum alloy sheet has various precipitation phases depending on the cluster, the GP zone, the strengthened phase 1 (β ''), the strengthened phase 2 (β '), the equilibrium phase (Mg ₂ Si) and the aging temperature. Among them, in order to increase the strength after baking (artificial aging), it is presumed that it is effective to generate β '' and β 'at the time of baking. However, in the 6000-series aluminum alloy sheet of the present invention in which the contents of Mg and Si are slightly lowered in order to lower the 0.2% proof stress at room temperature aging after forming at room temperature to 110 MPa or lower, the content of Mg and Si is relatively high, (Occurrence temperature) at the time of BH (artificial aging) of the strengthened phase 1 (β '') or the strengthened phase 2 (β ') is significantly different from that of the conventional 6000 aluminum alloy plate.

이들 β''나 β'의 BH 시(도장 베이킹 처리 시)의 발생 거동의 변화를, DSC에 있어서 모의하는 것이 가능하고, 이것이 본 발명에서의 DSC에 의한 조직의 규정의 토대가 되고 있다.It is possible to simulate changes in the occurrence behavior of these β '' and β 'at the time of BH (at the time of coating baking treatment) in the DSC, and this is the basis of the regulation of the structure by DSC in the present invention.

β''나 β'의 BH 시의 발생 거동을 DSC에 의해 모의하면, 예를 들면, Mg 및 Si의 함유량이 비교적 높은, 통상의 6000계 알루미늄 합금판에서는, β''나 β'의 발열 피크는 230∼330℃의 범위에, 서로 보다 넓게 떨어져서 존재한다. 보다 구체적으로, 종래의 β''의 발열 피크는, 상기 온도 범위 중의, 온도가 낮은 전반의 240∼260℃ 근방에 많이 존재한다. 한편, 종래의 β'의 발열 피크는, 상기 온도 범위 중의, 온도가 높은 후반의 310∼320℃ 근방에 존재하고, β''와 β'의 서로의 피크간의 온도차가 50℃를 초과해서 각각 존재하고 있었다.When the generation behavior of β '' and β 'at the time of BH is simulated by DSC, for example, in an ordinary 6000-series aluminum alloy plate having a relatively high content of Mg and Si, an exothermic peak of β' 'or β' Are present in a range of 230 to 330 DEG C, more widely apart from each other. More specifically, the conventional exothermic peak of? '' Exists in the vicinity of 240 to 260 占 폚 in the above-mentioned temperature range, which is low in temperature. On the other hand, the exothermic peaks of the conventional β 'exist in the vicinity of 310 to 320 ° C. in the latter half of the high temperature range, and the temperature difference between the peaks of β' 'and β' .

한편, 이와 같은 종래의 발열 피크 상태는 대표예이고, 이 발열 피크의 발생 거동은, 당연히 판의 조성이나 제조 조건에 따라서도 여러 가지 상이하다. 예를 들면, 상기 특허문헌 5와 같이, DSC에 있어서, BH성에 관련된 발열 피크가 3개(3개소) 존재하고, 230∼270℃의 피크 A, 280∼320℃의 피크 B, 330∼370℃의 피크 C로 각각 되어 있는 경우도 있다.On the other hand, such a conventional exothermic peak state is a typical example, and the generation behavior of the exothermic peak naturally varies depending on the composition of the plate and the production conditions. For example, as in Patent Document 5, in DSC, there are three exothermic peaks related to the BH property (three points), and peak A at 230 to 270 캜, peak B at 280 to 320 캜, And the peak C of the peak.

이에 비해, 동일하게, 이 β''나 β'의 BH 시의 발생 거동을 DSC에 의해 모의하면, Mg 및 Si의 함유량을 약간 낮게 한 본 발명의 6000계 알루미늄 합금판에서는, β''나 β'의 발열 피크는, 상기 통상의 6000계 알루미늄 합금판에 비하여, 발열 피크의 발생 위치(피크 위치)나 피크간의 거리(온도차)가, 서로 근접해 오는(중첩되는) 것이 특징이다. 그리고, 이 현상은, 판의 제조 조건, 특히, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리의 조건을 변경하는 것에 의해 생기는 것도 특징이다.On the other hand, in the case of the 6000-series aluminum alloy plate of the present invention in which the content of Mg and Si is slightly lowered by simulating the generation behavior of β '' and β 'at the time of BH, (Peak position) of the exothermic peak and the distance (temperature difference) between the peaks are closer to each other (overlapped) than the above-mentioned ordinary 6000-system aluminum alloy plate. This phenomenon is also characterized by changing the production conditions of the plate, particularly, the conditions of the preliminary aging treatment after solution treatment and quenching treatment.

통상적 방법에 의한 제조에서는, Mg 및 Si의 함유량을 약간 낮게 한 본 발명의 6000계 알루미늄 합금판이라도, Mg 및 Si의 함유량이 비교적 높은 통상의 6000계 알루미늄 합금판과 마찬가지로, β''나 β'의 발열 피크는, 230∼330℃의 넓은 온도 범위에, 피크간 거리에서는 50℃ 이상의 온도차를 둔 2개의 산으로 분리되고 있다. 이 전형예로서는, 후술하는 도 1에 나타내는 점선으로 표시되는 DSC나 실시예 표 2에 있어서의 비교예 19가 이에 상당한다.In the production by the conventional method, even in the case of the 6000-series aluminum alloy plate of the present invention in which the content of Mg and Si is slightly lowered, as in the case of the conventional 6000-series aluminum alloy plate having a relatively high content of Mg and Si, Is separated into a wide temperature range of 230 to 330 占 폚 and two acids having a temperature difference of 50 占 폚 or more in the distance between peaks. As a typical example thereof, DSC represented by a dotted line shown in FIG. 1 and comparative example 19 shown in Table 2 of the embodiment correspond to this example.

이에 비해, 제법을 변경해서, 판의 압연 후의 조질에 있어서, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리의 조건을 변경한 경우에, β''나 β'의 발열 피크는, 서로의 피크의 온도차가 50℃ 미만으로 적어져서, 서로의 피크가 중첩되(근접하)도록 발생한다는 것을 지견했다.On the other hand, in the case of changing the production method and changing the conditions of the pre-aging treatment after the solution treatment and the quenching treatment in the tempering after rolling the plate, the exothermic peaks of? 'And?' Deg.] C to less than 50 [deg.] C, and peaks of each other overlap (close).

본 발명자들의 지견에 의하면, β''의 발열 피크(1개째 또는 전반의 피크라고도 말함)의 발생 온도는, 지금까지의 온도가 낮은 250∼260℃ 근방의 위치(온도)로부터, 온도가 높은 270∼290℃ 근방의 위치(온도)로 이동한다. 한쪽의 β'의 발열 피크(2개째 또는 후반의 피크라고도 말함)의 발생 온도는, 지금까지의 온도가 높은 300∼310℃ 근방의 위치(온도)로부터, 온도가 낮은 290∼300℃ 근방의 위치(온도)로 이동한다.According to the knowledge of the present inventors, the generation temperature of the exothermic peak (also referred to as the first or first peak) of? '' Is changed from a position (temperature) in the vicinity of 250 to 260 占 폚, (Temperature) in the vicinity of ~ 290 ° C. The generation temperature of the exothermic peak (also referred to as the second or the latter peak) of one of the β 'is a position (temperature) in the vicinity of 300 to 310 ° C., which has been so far high, (Temperature).

그리고, 이와 같이, β''와 β'의 서로의 발열 피크의, 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 미만으로 작아져서, 서로의 피크가 근접 또는 중첩되도록 발생한 경우에는, BH 후의 내력을 높게 하는 인공 시효 석출물량을 보증할 수 있다는 것을 지견했다. 즉, β''와 β'의 발열 피크가 서로 근접 또는 중첩되도록 함으로써, 패널 성형 시의 0.2% 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 패널의 0.2% 내력을 170MPa 이상으로 높게 하는 것이 가능해진다. 이에 비해, 이들 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차가 50℃를 초과해서 벌어진 경우에는, 상기 특성을 발휘할 수 없게 된다.When the temperature difference between the peaks of the exothermic peaks of? '' And? 'Is so small as less than 50 占 폚 that the peaks of each other are close to or overlap with each other, the artificial It is possible to guarantee the amount of precipitation. That is, by making the exothermic peaks of? '' And? 'Close to or overlap with each other, it is possible to increase the 0.2% proof stress of the panel after BH to 170 MPa or more after lowering the 0.2% proof stress at the time of panel molding to 110 MPa or less . On the other hand, when the temperature difference between the peaks of these two exothermic peaks exceeds 50 DEG C, the above characteristics can not be exhibited.

이와 같이, β''나 β'의 서로의 발열 피크가 중첩되는 경우를 구체적으로 규정한 것이, 본 발명의 특징의 하나이다. 즉, 6000계 알루미늄 합금판의 DSC에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위 내, 바람직하게는 250∼320℃의 온도 범위 내에, 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하, 바람직하게는 30℃ 이하인, 저온측의 β''의 발열 피크와 고온측의 β'의 발열 피크를 2개만(합계로 2개만) 존재시키고, 이 중의 어느 피크 높이가 큰(높은) 쪽의 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 하고 있다. 또한, 230∼330℃의 온도 범위 내에, 저온측의 β''와 고온측의 β'의 서로의 발열 피크가, 보다 근접하는 것에 의해 중첩되어서, 이들 서로의 피크간의 온도차를 판별(계측)할 수 없게 된, 말하자면 합성된(중복된) 발열 피크가 1개만 존재한다고 판별되는 경우에는, 그 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 하고 있다.It is one of the characteristics of the present invention that the exothermic peaks of β '' and β 'overlap each other in this way. That is, in the DSC of the 6000-series aluminum alloy sheet, the temperature difference between the peaks of each other within the temperature range of 230 to 330 ° C, preferably 250 to 320 ° C is 50 ° C or less, preferably 30 ° C or less, (Only two in total) of the exothermic peak of the low temperature side beta " and the exothermic peak of the high temperature side beta " are present, and the height of the exothermic peak of which the peak height is high / mg. < / RTI > Further, within the temperature range of 230 to 330 캜, the exothermic peaks of the low-temperature side β '' and the high-temperature side β 'are overlapped to each other, and the temperature difference between these peaks is discriminated (measured) When it is judged that there is only one synthesized (duplicated) exothermic peak, the height of the exothermic peak is set in the range of 20 to 50 μW / mg.

본 발명에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위 내, 바람직하게는 250∼320℃의 온도 범위 내에, 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하, 바람직하게는 30℃ 이하인 발열 피크가 2개만 존재하는 경우, β''의 발열 피크는, 저온측의 1개째 또는 전반의 피크로서, 270∼290℃ 근방에 존재하는 것이 바람직하다. 또한, β'의 발열 피크는, 고온측의 2개째 또는 후반의 피크로서, 290∼300℃ 근방에 존재하는 것이 바람직하다. 그리고, 이들 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차를 50℃ 이하로 하고, 이들 발열 피크 중, 피크 높이가 큰 쪽의 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 하고 있는 것이, 후술하는 도 1의 DSC에 있어서의 굵은 실선이나 실시예 표 2에 있어서의 발명예 0, 1, 16, 17, 19 및 21 등의 예이다.In the present invention, when there are only two exothermic peaks within a temperature range of 230 to 330 캜, preferably 250 to 320 캜, wherein the temperature difference between peaks is 50 캜 or lower, preferably 30 캜 or lower , and beta "are preferably present in the vicinity of 270 to 290 ° C as the first or first peak on the low-temperature side. Further, the exothermic peak of? 'Is preferably the second or later peak on the high temperature side and exists in the vicinity of 290 to 300 占 폚. The temperature difference between the peaks of these exothermic peaks is set at 50 DEG C or lower and the height of the exothermic peak at the larger peak height among these exothermic peaks is set in the range of 20 to 50 mu W / 1, 16, 17, 19 and 21 in Table 2 of the embodiment.

또한, 후술하는 도 1의 DSC에 있어서의 가는 실선이나 실시예 표 2에 있어서의 발명예 5, 6, 12, 15, 18 및 20 등은, 230∼330℃의 온도 범위 내, 바람직하게는 270∼300℃의 온도 범위 내에, 저온측의 β''와 고온측의 β'의 서로의 발열 피크가 보다 중첩되어서, 이들 서로의 피크간의 온도차를 판별할 수 없게 된, 합성된 발열 피크가 1개만 존재하는 경우이다.Further, thin solid lines in the DSC shown in Fig. 1 to be described later and Examples 5, 6, 12, 15, 18 and 20 in Table 2 of the embodiment are within a temperature range of 230 to 330 캜, The exothermic peaks of? '' On the low temperature side and? '' On the high temperature side are overlapped with each other so that the temperature difference between these peaks can not be discriminated in the temperature range of? If there is.

이 BH성을 보증하기 위해서는, 당연히, BH 시의 인공 시효 석출물량을 나타내는, 발열 피크 높이도 중요하다. 즉, 230∼330℃의 온도 범위 내에 존재하는 발열 피크가 2개인 경우에는, BH성에 기여하는, 피크 높이가 큰 쪽의 발열 피크인, β'의 발열 피크(후술하는 실시예에 있어서의 발명예에서는 대체로 300℃ 근방에 발생)의 피크의 높이(μW/mg)를, 20∼50μW/mg의 범위로 한다.In order to assure the BH property, an exothermic peak height indicating the amount of artificial aging precipitation at BH is also important. That is, when there are two exothermic peaks present in the temperature range of 230 to 330 캜, the exothermic peak of? ', Which is the exothermic peak of the larger peak height contributing to the BH property (ΜW / mg) of the peak in the vicinity of 300 ° C.) is set in the range of 20 to 50 μW / mg.

또한, 230∼330℃의 온도 범위 내에 존재하는 발열 피크가 1개뿐인 경우, 즉, 상기 β''의 발열 피크(1개째 또는 전반의 피크, 바람직하게는 270∼290℃ 근방)와 상기 β'의 발열 피크(2개째 또는 후반의 피크, 바람직하게는 290∼300℃ 근방)가 중첩되어서, 합성된 1개만의 발열 피크를 형성하고 있는 경우에는, 이 발열 피크의 높이를 20∼50μW/mg의 범위로 한다.Further, when there is only one exothermic peak present in the temperature range of 230 to 330 ° C, that is, when the exothermic peak (first or first peak, preferably around 270 to 290 ° C) In the case where only one heat exothermic peak is formed by superimposing the exothermic peak (the second or later peak, preferably around 290 to 300 占 폚) of the exothermic peak of 20 to 50 占 / / mg .

이에 의해, 패널 성형 시의 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 내력을 170MPa 이상으로 하는 것이 가능해진다. 바꾸어 말하면, BH 후의 내력을 170MPa 이상으로 하는, BH 시에 생성되는 β''와 β'의 시효 석출물량을 보증할 수 있다. 이들 발열 피크의 높이가 20∼50μW/mg의 범위를 하회 또는 상회하면, 베이킹 도장 경화 처리에 의해, BH성에 효과가 있는 원하는 β''나 β' 등의 시효 석출물량이 지나치게 적거나, 또는 지나치게 많거나 해서, 원하는 양을 석출시키지 못한다는 것을 의미하고 있다. 이 때문에, 필연적으로, 패널 성형 시의 내력을 110MPa 이하로 낮게 한 뒤에, BH 후의 내력을 170MPa 이상으로 할 수 없게 된다.This makes it possible to reduce the proof stress at the time of forming the panel to 110 MPa or less and then to set the proof stress after BH to 170 MPa or more. In other words, it is possible to ensure the amount of aging precipitation of? '' And? 'Generated at the time of BH, in which the proof stress after BH is 170 MPa or more. When the height of these exothermic peaks is lower than or equal to the range of 20 to 50 μW / mg, the baking paint hardening treatment causes the amount of aged precipitates such as desired β '' and β ', which have an effect on the BH property, to be excessively small, It means that it does not precipitate the desired amount. For this reason, it is inevitable that the internal strength after BH can not be made to be 170 MPa or more after the internal strength at the time of panel molding is lowered to 110 MPa or lower.

(제조 방법)(Manufacturing method)

다음으로, 본 발명에 따른 알루미늄 합금판의 제조 방법에 대해서 이하에 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금판은, 제조 공정 자체는 통상적 방법 또는 공지의 방법이며, 6000계 성분 조성의 알루미늄 합금 주괴를 주조 후에 균질화 열 처리하고, 열간 압연, 냉간 압연이 실시되어서 소정의 판 두께가 되고, 추가로 용체화 담금질 등의 조질 처리가 실시되어서 제조된다.Next, a method for producing an aluminum alloy sheet according to the present invention will be described below. The aluminum alloy sheet of the present invention is manufactured by a conventional method or a known method, and an aluminum alloy ingot having a composition of 6000 series composition is subjected to homogenization heat treatment after casting, and subjected to hot rolling and cold rolling to become a predetermined thickness , Followed by tempering treatment such as solution-applied quenching and the like.

단, 이들 제조 공정 중에서, 본 발명의 DSC로 규정하는 조직을 얻기 위해서는, 후술하는 바와 같이, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리 조건을, 바람직한 범위로 한다. 한편, 다른 공정에 있어서도, 본 발명의 DSC로 규정하는 조직을 얻기 위한 바람직한 조건도 있다. 이와 같은 바람직한 조건으로 하지 않으면, 본 발명의 DSC로 규정하는 조직을 얻는 것이 어려워진다.However, in order to obtain the structure defined by the DSC of the present invention in these manufacturing steps, the preliminary aging treatment conditions after solution treatment and quenching treatment are set in a preferable range as described later. On the other hand, also in other processes, there are preferable conditions for obtaining a structure defined by the DSC of the present invention. Without such preferable conditions, it becomes difficult to obtain a structure defined by the DSC of the present invention.

(용해, 주조 냉각 속도)(Melting, casting cooling rate)

우선, 용해, 주조 공정에서는, 상기 6000계 성분 조성 범위 내로 용해 조정된 알루미늄 합금 용탕을, 연속 주조법, 반연속 주조법(DC 주조법) 등의 통상의 용해 주조법을 적절히 선택해서 주조한다. 여기에서, 본 발명의 규정 범위 내로 클러스터를 제어하기 위해서, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대해서, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 30℃/분 이상으로, 가능한 한 크게(빠르게) 하는 것이 바람직하다.First, in the melting and casting steps, the molten aluminum alloy which is dissolved and adjusted within the composition range of the above 6000 system component is appropriately selected and cast by a conventional melt casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method). Here, in order to control the clusters within the range of the present invention, it is preferable that the average cooling rate at the time of casting is as large as possible (as fast as possible) from the liquidus temperature to the solidus temperature of 30 DEG C / min or more .

이와 같은, 주조 시의 고온 영역에서의 온도(냉각 속도) 제어를 행하지 않는 경우, 이 고온 영역에서의 냉각 속도는 필연적으로 느려진다. 이와 같이 고온 영역에서의 평균 냉각 속도가 느려진 경우, 이 고온 영역에서의 온도 범위에서 조대하게 생성되는 정출물의 양이 많아져서, 주괴의 판 폭 방향, 두께 방향에서의 정출물의 사이즈나 양의 격차도 커진다. 이 결과, 본 발명의 범위로 상기 규정 클러스터를 제어할 수 없게 될 가능성이 높아진다.In the case where the temperature (cooling rate) control in the high temperature region at the time of casting is not performed, the cooling rate in this high temperature region is inevitably slowed down. When the average cooling rate in the high-temperature region is slowed as described above, the amount of the crystals to be produced in a large temperature range in the high-temperature region becomes large, and the size and the amount of gaps It grows. As a result, there is a high possibility that the regulated cluster can not be controlled within the scope of the present invention.

(균질화 열 처리)(Homogenization heat treatment)

이어서, 상기 주조된 알루미늄 합금 주괴에, 열간 압연에 앞서, 균질화 열 처리를 실시한다. 이 균질화 열 처리(균열 처리)는, 조직의 균질화, 즉, 주괴 조직 중의 결정립 내의 편석을 없애는 것을 목적으로 한다. 이 목적을 달성하는 조건이면, 특별히 한정되는 것은 아니고, 통상의 1회 또는 1단의 처리여도 된다.Then, the cast aluminum alloy ingot is subjected to homogenization heat treatment prior to hot rolling. This homogenizing heat treatment (cracking treatment) is intended to homogenize the structure, that is, to eliminate segregation in the grain of the ingot. Is not particularly limited as long as it is a condition for achieving this object, and it may be a usual one-time or one-step processing.

균질화 열 처리 온도는 500℃ 이상이고 융점 미만, 균질화 시간은 4시간 이상의 범위로부터 적절히 선택된다. 이 균질화 온도가 낮으면 결정립 내의 편석을 충분히 없앨 수 없어, 이것이 파괴의 기점으로서 작용하기 때문에, 신장 플랜지성이나 굽힘 가공성이 저하된다. 이 후, 즉시 열간 압연을 개시 또는, 적당한 온도까지 냉각 유지한 후에 열간 압연을 개시해도, 본 발명에서 규정하는 클러스터의 수밀도로 제어할 수 있다.The homogenization heat treatment temperature is suitably selected from a range of 500 ° C or higher and lower than the melting point, and a homogenization time of 4 hours or longer. If the homogenization temperature is low, segregation in the crystal grains can not be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that elongation flangeability and bending workability are deteriorated. Thereafter, even if the hot rolling is immediately started or the hot rolling is started after cooling to a suitable temperature, the number of clusters defined in the present invention can be controlled.

이 균질화 열 처리를 행한 후, 300℃∼500℃ 사이를 20∼100℃/시간의 평균 냉각 속도로 실온까지 냉각하고, 이어서 20∼100℃/시간의 평균 가열 속도로 350℃∼450℃까지 재가열하여, 이 온도역에서 열간 압연을 개시할 수도 있다.After the homogenization heat treatment is performed, the temperature between 300 ° C. and 500 ° C. is cooled to room temperature at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./hour and then reheated to 350 ° C. to 450 ° C. at an average heating rate of 20 to 100 ° C./hour And hot rolling may be started at this temperature range.

이 균질화 열 처리 후의 평균 냉각 속도 및, 그 후의 재가열 속도의 조건을 벗어나면, 조대한 Mg-Si 화합물이 형성될 가능성이 높아진다.If the conditions of the average cooling rate after the homogenization heat treatment and the reheating rate thereafter are exceeded, the possibility of forming a coarse Mg-Si compound increases.

(열간 압연)(Hot rolling)

열간 압연은, 압연하는 판 두께에 따라서, 주괴(슬래브)의 조압연 공정과, 마무리 압연 공정으로 구성된다. 이들 조압연 공정이나 마무리 압연 공정에서는, 리버스식 또는 탠덤식 등의 압연기가 적절히 이용된다.Hot-rolling consists of rough rolling (ingot rolling) and finish rolling in accordance with the thickness of the rolled plate. In these rough rolling and finishing rolling processes, a rolling machine such as a reverse type or tandem type is suitably used.

이때, 열연(조압연) 개시 온도가 고상선 온도를 초과하는 조건에서는, 버닝이 일어나기 때문에 열연 자체가 곤란해진다. 또한, 열연 개시 온도가 350℃ 미만이면 열연 시의 하중이 지나치게 높아져 열연 자체가 곤란해진다. 따라서, 열연 개시 온도는 바람직하게는 350℃∼고상선 온도, 더 바람직하게는 400℃∼고상선 온도의 범위로 한다.At this time, under the condition that the hot rolling (rough rolling) start temperature exceeds the solidus temperature, burning occurs, so that hot rolling itself becomes difficult. If the hot rolling start temperature is lower than 350 占 폚, the load during hot rolling becomes excessively high, and hot rolling itself becomes difficult. Therefore, the hot rolling start temperature is preferably in the range of 350 占 폚 to the solidus line temperature, more preferably 400 占 폚 to the solidus line temperature.

(열연판의 소둔)(Annealing of hot rolled sheet)

이 열연판의 냉간 압연 전의 소둔(초벌 소둔)은 반드시 필요하지는 않지만, 결정립의 미세화나 집합 조직의 적정화에 의해, 성형성 등의 특성을 더 향상시키기 위해 실시해도 된다.Annealing (preliminary annealing) of the hot-rolled sheet before cold rolling is not always necessary, but may be carried out in order to further improve the properties such as moldability by making the crystal grains finer and optimizing the aggregate structure.

(냉간 압연)(Cold rolling)

냉간 압연에서는, 상기 열연판을 압연해서, 원하는 최종 판 두께의 냉연판(코일도 포함함)으로 제작한다. 단, 결정립을 보다 미세화시키기 위해서는, 냉간 압연율은 60% 이상인 것이 바람직하고, 또한 상기 초벌 소둔과 마찬가지의 목적으로, 냉간 압연 패스 사이에서 중간 소둔을 행해도 된다.In the cold rolling, the hot-rolled sheet is rolled and formed into a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired final sheet thickness. However, in order to make the crystal grain finer, the cold rolling rate is preferably 60% or more, and intermediate annealing may be performed between the cold rolling passes for the same purpose as the above-mentioned basic annealing.

(용체화 및 담금질 처리)(Solution treatment and quenching treatment)

냉간 압연 후, 용체화 처리와, 이에 계속되는, 실온까지의 담금질 처리를 행한다. 이 용체화 담금질 처리에 대해서는, 통상의 연속 열 처리 라인에 의한 가열, 냉각이면 되고, 특별히 한정은 되지 않는다. 단, 각 원소의 충분한 고용량을 얻는 것, 및 상기한 바와 같이, 결정립은 보다 미세한 것이 바람직하기 때문에, 520℃ 이상 용융 온도 이하의 용체화 처리 온도로, 가열 속도 5℃/초 이상으로 가열해서, 0.1∼10초 유지하는 조건에서 행하는 것이 바람직하다.After the cold rolling, the solution treatment is performed, followed by quenching to room temperature. The solution treatment quenching treatment is not particularly limited, as long as it is heating and cooling by a normal continuous heat treatment line. However, since it is preferable to obtain a sufficiently large amount of each element and as described above, it is preferable that the crystal grains are finer. Therefore, the crystal grains are heated to a solution treatment temperature of 520 DEG C or more and a melting temperature or less at a heating rate of 5 DEG C / It is preferably carried out under the condition of holding for 0.1 to 10 seconds.

또한, 성형성이나 헴 가공성을 저하시키는 조대한 입계 화합물 형성을 억제하는 관점에서, 용체화 온도로부터, 실온의 담금질 정지 온도까지의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 용체화 처리 후의 실온까지의 담금질 처리의 평균 냉각 속도가 작으면, 냉각 중에 조대한 Mg₂Si 및 단체 Si가 생성되어 버려, 성형성이 열화되어 버린다. 또한 용체화 후의 고용량이 저하되어, BH성이 저하되어 버린다. 이 냉각 속도를 확보하기 위해서, 담금질 처리는, 팬 등의 공냉, 미스트, 스프레이, 침지 등의 수냉 수단이나 조건을 각각 선택해서 이용한다.From the viewpoint of suppressing the formation of coarse grain boundary compounds which decrease the formability and the hemp processability, it is preferable to set the average cooling rate from the solution temperature to the quenching stop temperature at room temperature to 3 캜 / second or more. If the average cooling rate of the quenching treatment to the room temperature after the solution treatment is low, coarse Mg ₂ Si and single Si are produced during cooling, and the formability is deteriorated. Further, the amount of the solution after the solution is lowered and the BH property is lowered. In order to secure the cooling rate, the quenching treatment is performed by selecting and using water cooling means such as air cooling, mist, spray, immersion, etc. of a fan or the like, respectively.

(예비 시효 처리: 재가열 처리)(Pre-aging treatment: reheating treatment)

이와 같은 용체화 처리 후에 담금질 처리해서 실온까지 냉각한 후, 1시간 이내에 냉연판을 예비 시효 처리(재가열 처리)한다. 실온까지의 담금질 처리 종료 후, 예비 시효 처리 개시(가열 개시)까지의 실온 유지 시간이 지나치게 길면, 실온 시효에 의해 용해되기 쉬운 클러스터가 생성되어 버려, 본 발명의 DSC로 규정하는 발열 피크가, 전제로서 형성되지 않는다. 따라서, 이 실온 유지 시간은 짧을수록 좋고, 용체화 및 담금질 처리와 재가열 처리가, 시간차가 거의 없도록 연속되고 있어도 되며, 하한의 시간은 특별히 설정하지 않는다.After the solution treatment, the cold-rolled steel sheet is cooled to room temperature, and the cold-rolled sheet is pre-aged (reheated) within one hour. If the room temperature holding time until the start of the pre-aging treatment (the start of heating) is completed after the quenching treatment to the room temperature is too long, clusters which are likely to be dissolved by room temperature aging are generated, and the exothermic peak defined by the DSC of the present invention, . Therefore, the shorter the room temperature holding time is, the better the solution treatment and quenching treatment and the reheating treatment may be continued so that there is little time difference, and the lower limit time is not particularly set.

이 예비 시효 처리는, 80∼120℃의 비교적 고온측의 영역과, 60∼40℃의 비교적 저온측의 영역에 있어서의 유지 시간을 각각 확보하는 것이 중요하다. 이에 의해, 본 발명의 DSC로 규정하는 발열 피크가 형성된다.In this preliminary aging treatment, it is important to secure the holding time in the region on the relatively high temperature side of 80 to 120 占 폚 and in the region on the relatively low temperature side of 60 to 40 占 폚, respectively. Thus, an exothermic peak defined by the DSC of the present invention is formed.

여기에서, 상기 80∼120℃의 고온측 영역과, 상기 60∼40℃의 저온측 영역을, 온도적으로 2단계 등의 단계적으로 나누어도, 연속해서 온도가 변화하도록 해도 된다. 또한, 상기 고온측 영역에서의 온도 유지를, 이 온도 범위에서, 일정한 온도 또는 승온에 의해 온도를 순차적으로 변경한 열 처리로 해도 된다. 또한, 상기 저온측 영역에서의 온도 유지를, 이 온도 범위에서, 일정 또는 강온에 의해 온도를 순차적으로 변경한 열 처리로 해도 된다. 요점은, 승온이나 강온(서냉) 등으로 연속적으로 온도가 변화해도, 각각의 온도역에 각각 필요한 유지 시간만, 유지되고 있으면 된다. 그리고, 이들 고온측과 저온측에서의 온도 유지를, 온도를 단계적으로 구분한 연속되는 2단계의 열 처리로 해도 되고, 유지 온도를 각각 규정된 온도 범위에서, 일정 또는 승온, 강온, 방냉 등을 적절히 조합한 연속적인 열 처리로 해도 된다. 예비 시효 처리 후의 냉각은, 방냉이어도 급냉이어도 된다.Here, the temperature may be continuously changed even when the high-temperature side region of 80 to 120 占 폚 and the low-temperature side region of 60 to 40 占 폚 are divided stepwise such as two steps in terms of temperature. Further, the temperature maintenance in the high-temperature region may be a heat treatment in which the temperature is successively changed by a constant temperature or by raising the temperature in this temperature range. The temperature maintenance in the low-temperature region may be a heat treatment in which the temperature is changed sequentially or constantly in this temperature range. Even if the temperature continuously changes due to a rise in temperature or a decrease in temperature (slow cooling), it is only necessary to maintain the required holding time at each temperature range. The holding of the temperature on the high temperature side and the low temperature side may be carried out by two successive heat treatments in which the temperature is divided stepwise and the holding temperature may be appropriately set A single continuous heat treatment may be used. The cooling after the pre-aging treatment may be either cooling or quenching.

전반의 상기 80∼120℃의 고온측 영역에서의 유지 시간은, 판의 승온 과정에서의 80∼120℃의 온도 범위에서의 판의 체재 시간도 더해서, 바람직하게는 5∼40시간으로 한다. 또한, 후반의 상기 60∼40℃의 저온측 영역에서의 유지 시간은, 상기 고온측 영역에서의 유지로부터의 강온 시간, 또는 방냉이나 급냉과 같은 냉각 과정에서의 60∼40℃의 온도 범위에서의 판의 체재 시간도 더해서, 바람직하게는 20∼300시간으로 한다.The holding time in the high-temperature side region of 80 to 120 캜 in the first half is preferably 5 to 40 hours in addition to the plate staying time in the temperature range of 80 to 120 캜 in the temperature raising process of the plate. The holding time in the low temperature side region of 60 to 40 占 폚 in the latter half is preferably set to a temperature falling time from the holding in the high temperature side region or from 60 to 40 占 폚 in a cooling process such as cooling or quenching The time for staying of the plate is also added, preferably 20 to 300 hours.

이들 온도나 유지 시간이 각각 지나치게 낮거나, 또는 지나치게 짧으면, 예비 시효 처리를 하지 않는 경우와 마찬가지로 되어서, DSC로 규정하는 본 발명의 조직이 되기 어려워, 230∼330℃의 온도 범위 내에 발열 피크가 생기지 않거나 또는, 생기더라도, 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차가 50℃를 초과하거나, 또는 규정하는 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과해 버린다.When the temperature and the holding time are respectively too low or too short, it is difficult to obtain the structure of the present invention stipulated by DSC, as in the case where the pre-aging treatment is not performed, and an exothermic peak is generated within a temperature range of 230 to 330 캜 The temperature difference between the peaks of the two exothermic peaks exceeds 50 DEG C or the height of the exothermic peak to be defined exceeds 50 mu W / mg.

반대로, 이들 온도나 유지 시간이 각각 지나치게 높거나, 지나치게 길거나 해도, DSC로 규정하는 본 발명의 조직이 되기 어려워, 230∼330℃의 온도 범위 내에 발열 피크가 생기지 않거나, 규정하는 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과해 버린다.On the other hand, even if these temperatures and holding times are excessively high or excessively long, it is difficult to obtain the structure of the present invention stipulated by DSC, and heat peaks do not occur within the temperature range of 230 to 330 캜, It exceeds 50 μW / mg.

실시예 Example

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.The present invention will be described in more detail with reference to the following examples. However, the present invention is of course not limited by the following examples, and it is also possible to carry out the present invention by modifying it appropriately within a range suitable for the purposes of the preceding and latter term All of which are included in the technical scope of the present invention.

본 발명의 실시예를 설명한다. 본 발명에서 DSC로 규정된 조직이 상이한 6000계 알루미늄 합금판을, 용체화 및 담금질 처리 후의 예비 시효 처리의 조건을 변경해서 구분 제작하여 제조했다. 그리고, 판 제조 후 실온에 30일간 유지 후의, BH성(도장 베이킹 경화성), 프레스 성형성의 지표로서의 As 내력이나, 굽힘 가공성으로서의 헴 가공성을 각각 측정, 평가했다.An embodiment of the present invention will be described. In the present invention, a 6000-series aluminum alloy sheet different in the structure defined by DSC was produced by separately preparing and changing conditions of pre-aging treatment after solution treatment and quenching treatment. Then, the BH property (coating baking hardenability) after holding the plate for 30 days at room temperature after production of the plate, the As proof strength as an index of press formability and the hemp processability as the bending processability were measured and evaluated, respectively.

상기 구분 제작은, 표 1에 나타내는 조성의 6000계 알루미늄 합금판을, 표 2에 나타내는 바와 같이, 용체화 및 담금질 처리 후의, 예비 시효 처리의 온도나 유지 시간 등의 조건을 여러 가지 변경해서 행했다. 여기에서, 표 1 중의 각 원소의 함유량의 표시에 있어서, 각 원소에 있어서의 수치를 블랭크로 하고 있는 표시는, 그의 함유량이 검출 한계 이하인 것을 나타낸다.As shown in Table 2, the 6000 aluminum alloy sheet having the composition shown in Table 1 was subjected to various treatments such as temperature and holding time of the pre-aging treatment after solution treatment and quenching treatment. Here, in the display of the content of each element in Table 1, the indication in which the numerical value in each element is a blank indicates that the content thereof is below the detection limit.

알루미늄 합금판의 구체적인 제조 조건은 이하와 같이 했다. 표 1에 나타내는 각 조성의 알루미늄 합금 주괴를, DC 주조법에 의해 공통되게 용제했다. 이때, 각 예 모두 공통되게, 주조 시의 평균 냉각 속도에 대해서, 액상선 온도로부터 고상선 온도까지를 50℃/분으로 했다. 계속해서, 주괴를, 각 예 모두 공통되게, 540℃×6시간의 균열 처리를 한 후, 그 온도에서 열간 조압연을 개시했다. 그리고, 각 예 모두 공통되게, 계속되는 마무리 압연으로, 두께 3.5mm까지 열연하여, 열간 압연판으로 했다. 열간 압연 후의 알루미늄 합금판을, 각 예 모두 공통되게, 500℃×1분의 초벌 소둔을 실시한 후, 냉연 패스 도중의 중간 소둔 없이 가공률 70%의 냉간 압연을 행하여, 두께 1.0mm의 냉연판으로 했다.Specific manufacturing conditions of the aluminum alloy plate were as follows. Aluminum alloy ingots of the respective compositions shown in Table 1 were commonly dissolved by a DC casting method. At this time, in all of the examples, the average cooling rate at the time of casting was set at 50 ° C / minute from the liquidus temperature to the solidus temperature. Subsequently, the ingot was subjected to a crack treatment at 540 占 폚 for 6 hours in common for all of the examples, and hot rolling was started at the temperature. Then, in each of the examples, a hot rolled plate was hot rolled up to a thickness of 3.5 mm by continuous finish rolling. The aluminum alloy sheet after hot rolling was subjected to preliminary annealing at 500 ° C for 1 minute in common to all of the examples and then subjected to cold rolling at a machining ratio of 70% without intermediate annealing during the cold rolling pass to obtain a cold- did.

추가로, 이 각 냉연판을, 각 예 모두 공통되게, 연속식의 열 처리 설비로 되감고, 권취하면서, 연속적으로 조질 처리(T4)했다. 구체적으로는, 용체화 처리를, 500℃까지의 평균 가열 속도를 10℃/초로 하여, 540℃의 목표 온도에 도달 후 5초간 유지해서 행하고, 그 후, 평균 냉각 속도를 100℃/초로 한 수냉을 행함으로써 실온까지 냉각했다. 이 냉각 후, 표 2에 나타내는 온도(℃), 유지 시간(hr)으로, 고온측 영역과 저온측 영역의 2단계의 예비 시효 처리를 행했다. 이 2단계의 예비 시효 처리는, 구체적으로는, 고온측 영역으로서 오일 배스를 이용해서, 소정의 온도, 시간으로 유지한 후에, 저온측 영역으로서 항온로를 이용해서, 소정의 온도, 시간을 유지하고, 그 후 서냉(방냉)을 행했다.Further, these cold-rolled sheets were continuously subjected to tempering treatment (T4) while being rewound and wound by a continuous heat treatment facility in common in all the examples. Specifically, the solution treatment is performed by maintaining the average heating rate up to 500 占 폚 at 10 占 폚 / second and reaching the target temperature of 540 占 폚 for 5 seconds, and thereafter, To thereby cool to room temperature. After this cooling, two preliminary aging treatments of a high temperature side region and a low temperature side region were carried out at a temperature (占 폚) and a holding time (hr) shown in Table 2. Specifically, the preliminary aging treatment of the two stages is carried out by using an oil bath as a high-temperature-side region at a predetermined temperature and for a predetermined period of time, , Followed by gradual cooling (cooling).

예비 시효 처리 중, 상기 고온측 영역에서의 유지 시간은, 판의 승온 과정에서의 80∼120℃의 온도 범위에서의 판의 체재 시간도 더했다. 또한, 상기 저온측 영역에서의 유지 시간은, 상기 고온측 영역에서의 유지로부터의 강온, 또는 방냉으로의 냉각 과정에서의 60∼40℃의 온도 범위에서의 판의 체재 시간도 더했다.During the preliminary aging treatment, the holding time in the high-temperature side region was also added to the plate staying time in the temperature range of 80 to 120 占 폚 in the heating process of the plate. Further, the holding time in the low-temperature side region is added to the temperature of the plate in the temperature range of 60 to 40 占 폚 in the cooling process from the holding in the high-temperature-side region to the cooling or the cooling.

이들 조질 처리 후 30일간 실온 방치한 후의 각 최종 제품판으로부터 공시판(블랭크)을 잘라내고, 각 공시판의 상기 DSC나 특성을 측정, 평가했다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.The blank (blank) was cut out from each final product plate after leaving the room temperature for 30 days after the tempering treatment, and the DSC and the characteristics of each of the blank panels were measured and evaluated. The results are shown in Table 2.

(DSC)(DSC)

상기 공시판의 판 두께 중앙부의 10개소에 있어서의 조직의 상기 DSC를 측정하고, 이들 10개소의 평균값으로, 이 판의 DSC(시차 주사 열분석 곡선)에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 발열 피크에 대하여 측정했다. 즉, 이 발열 피크가 2개인 경우, 이들 서로의 발열 피크간의 온도차(℃)와, 피크 높이가 큰 쪽의 발열 피크 높이의 피크의 높이(μW/mg)를 구했다. 또한, 이 발열 피크가 1개뿐인 경우에는, 이 발열 피크의 높이(μW/mg)를 각각 구했다.The DSC of the structure at 10 points in the central portion of the plate thickness of the publicly known plate was measured and the average value of these 10 points was measured in a DSC (differential scanning calorimetry curve) of this plate at a temperature range of 230 to 330 캜 The exothermic peak present was measured. That is, when two exothermic peaks are present, the temperature difference (占 폚) between these exothermic peaks and the peak height (占 W / mg) of the exothermic peak height with the larger peak height were determined. In the case where there is only one exothermic peak, the height (μW / mg) of the exothermic peak is respectively determined.

단, 상기 공시판의 각 측정 개소에 있어서의 시차 열분석에 있어서는, 시험 장치: 세이코인스트루먼트제 DSC220G, 표준 물질: 알루미늄, 시료 용기: 알루미늄, 승온 조건: 15℃/분, 분위기: 아르곤(50ml/분), 시료 중량: 24.5∼26.5mg의 동일 조건에서 각각 행했다. 얻어진 시차 열분석의 프로파일(μW)을 시료 중량으로 나누어서 규격화한(μW/mg) 후에, 상기 시차 열분석 프로파일에서의 0∼100℃의 구간에 있어서, 시차 열분석의 프로파일이 수평이 되는 영역을 0의 기준 레벨로 하고, 이 기준 레벨로부터의 발열 피크 높이를 측정했다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.(DSC220G, standard material: aluminum, sample container: aluminum, temperature elevation condition: 15 DEG C / min, atmosphere: argon (50 mL / min) Min) and sample weight: 24.5 to 26.5 mg, respectively. After the profile (μW) of the obtained differential thermal analysis is normalized (μW / mg) by dividing by the sample weight, a region in which the profile of differential thermal analysis is horizontal in the interval of 0 to 100 ° C. in the differential thermal analysis profile is defined as 0, and the exothermic peak height from the reference level was measured. The results are shown in Table 2.

(도장 베이킹 경화성)(Coating baking hardenability)

상기 조질 처리 후 30일간 실온 방치한 후의 각 공시판의 기계적 특성으로서, 0.2% 내력(As 내력)을 인장 시험에 의해 구했다. 또한, 이들 각 공시판을 각각 공통되게, 30일간의 실온 시효시킨 후에, 170℃×20분의 인공 시효 경화 처리한 후(BH 후)의, 공시판의 0.2% 내력(BH 후 내력)을 인장 시험에 의해 구했다. 그리고, 이들 0.2% 내력끼리의 차(내력의 증가량)로부터 각 공시판의 BH성을 평가했다.The 0.2% proof stress (As proof strength) was determined by a tensile test as the mechanical properties of each of the release boards after being left at room temperature for 30 days after the tempering treatment. Further, after 0.2% strength (post-BH proof stress) of the release plate after artificially aged hardening treatment (after BH) at 170 占 폚 for 20 minutes was applied to each of these respective release plates in common for 30 days at room temperature, Gt; Then, the BH properties of the respective release boards were evaluated from the difference between the 0.2% proof stresses (increase in proof stress).

상기 인장 시험은, 상기 각 공시판으로부터, 각각 JIS Z 2201의 5호 시험편(25mm×50mmGL×판 두께)을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 행했다. 이때의 시험편의 인장 방향을 압연 방향의 직각 방향으로 했다. 인장 속도는, 0.2% 내력까지는 5mm/분, 내력 이후는 20mm/분으로 했다. 기계적 특성 측정의 N수는 5로 하고, 각각 평균값으로 산출했다. 한편, 상기 BH 후의 내력 측정용의 시험편에는, 이 시험편에, 판의 프레스 성형을 모의한 2%의 예비 변형을 이 인장 시험기에 의해 부여한 후에, 상기 BH 처리를 행했다.In the tensile test, a No. 5 test specimen (25 mm x 50 mm GL x thickness) of JIS Z 2201 was taken from each of the above described test plates and subjected to a tensile test at room temperature. At this time, the tensile direction of the test piece was set to the direction perpendicular to the rolling direction. The tensile speed was set to 5 mm / min to 0.2% proof stress and to 20 mm / min after proof stress. The number of N of the mechanical property measurement was set to 5, and the average value was calculated. On the other hand, the test piece for measuring the strength after BH was subjected to the above-mentioned BH treatment after imparting a 2% preliminary strain simulating the press molding of the plate to the test piece by this tensile tester.

(헴 가공성)(Hem-forming property)

헴 가공성은, 상기 조질 처리 후 30일간 실온 방치 후의 각 공시판에 대해서만 행했다. 시험은, 30mm 폭의 단책상 시험편을 이용하고, 다운 플랜지에 의한 내부 굽힘 R1.0mm의 90° 굽힘 가공 후, 1.0mm 두께의 이너를 끼우고, 절곡부를 더 내측으로, 차례로 약 130도로 절곡하는 프리헴 가공, 180도 절곡해서 단부를 이너에 밀착시키는 플랫 헴 가공을 행했다.The hempability was measured only for each of the display plates after being left at room temperature for 30 days after the tempering treatment. In the test, a test piece of 30 mm in width was used, and after a 90 ° bend of the inner bending R1.0 mm by the down flange, the inner portion of 1.0 mm was inserted and the bent portion was further bent inwardly at about 130 degrees Pre-heme processing, 180-degree bending, and flat hem processing in which the end portions were brought into close contact with the inner surface.

이 플랫 헴의 굽힘부(연곡부)의, 표면 거칠음, 미소한 균열, 큰 균열의 발생 등의 표면 상태를 육안으로 관찰하여, 이하의 기준으로 육안으로 평가했다. 하기의 기준에서, 0∼2까지가 합격 라인, 3 이상이 불합격이다.The surface conditions such as surface roughness, minute cracks, and occurrence of large cracks of the bent portion (liquor portion) of the flat heme were visually observed and evaluated visually by the following criteria. In the following criterion, 0 to 2 are passed lines and 3 or more are rejected.

0; 균열, 표면 거칠음 없음, 1; 경도의 표면 거칠음, 2; 깊은 표면 거칠음, 3; 미소 표면 균열, 4; 선상으로 연속된 표면 균열0; Cracks, no surface roughness, 1; Surface roughness of hardness, 2; Deep surface roughness, 3; Micro-surface cracks, 4; Continuous surface cracks on a line

표 1의 합금 번호 0∼9, 표 2의 번호 0, 1, 5, 6, 12, 15∼21에 각각 나타내는 바와 같이, 각 발명예는, 본 발명 성분 조성 범위 내에서, 또한 바람직한 조건 범위에서 제조되고, 예비 시효 처리를 포함한 조질 처리도 바람직한 조건 범위 내에서 행해지고 있다. 이 때문에, 이들 각 발명예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 DSC 조건을 만족하고 있다. 즉, 이 판의 DSC에 있어서, 230∼330℃의 온도 범위에 발열 피크가 1개만, 또는 2개만 존재하고, 상기 발열 피크가 2개뿐인 경우에는, 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하임과 더불어, 발열 피크 높이가 높은 측의 발열 피크 높이가 20∼50μW/mg의 범위였다. 또한, 상기 발열 피크가 1개인 경우에는, 이 발열 피크의 높이가 20∼50μW/mg의 범위였다.As shown in the alloy numbers 0 to 9 in Table 1 and the numbers 0, 1, 5, 6, 12 and 15 to 21 in Table 2, each example shows the composition within the composition range of the present invention, And the tempering treatment including the preliminary aging treatment is also carried out within a preferable range of conditions. Therefore, each of these embodiments satisfies the DSC condition defined in the present invention, as shown in Table 2. That is, in the DSC of this plate, when there is only one exothermic peak or only two exothermic peaks in the temperature range of 230 to 330 캜, and the exothermic peaks are only two, the temperature difference between the peaks is 50 캜 or less In addition, the exothermic peak height on the side with a high exothermic peak height was in the range of 20 to 50 μW / mg. When the exothermic peak is 1, the height of the exothermic peak is in the range of 20 to 50 μW / mg.

한편, 표 2의 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 발열 피크가 2개뿐인 경우의 피크 높이는, 발명예, 비교예 모두, 300℃ 근방에 발생한 피크 쪽이 저온측에 발생한 피크보다도 피크 높이가 컸으므로, 이 발열 피크 높이의 피크의 높이(μW/mg)를 구했다.On the other hand, the peak height when only two exothermic peaks existed in the temperature range of 230 to 330 ° C in Table 2 is higher than the peak generated in the vicinity of 300 ° C in the inventive example and the comparative example, , The height (μW / mg) of the peak of the exothermic peak height was obtained.

이 결과, 각 발명예는, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후이고, 또한 저온 단시간에서의 도장 베이킹 경화라도, BH성이 우수하다. 또한, 표 2에 나타내는 바와 같이, 상기 조질 처리 후의 실온 시효 후라도, As 내력이 비교적 낮기 때문에 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이 우수하고, 헴 가공성도 우수하다. 즉, 본 발명예에 의하면, 실온 시효한 후에 차체 도장 베이킹 처리된 경우라도, 0.2% 내력차가 70MPa 이상이고, BH 후의 0.2% 내력이 170MPa 이상인 높은 BH성이나, As 0.2% 내력으로 110MPa 이하의 프레스 성형성이나, 양호한 굽힘 가공성이 발휘될 수 있다.As a result, each example of the present invention is excellent in BH property even after coating baking at a low temperature in a short time after aging at room temperature after the tempering treatment. Further, as shown in Table 2, even after room temperature aging after the tempering treatment, since the As proof strength is comparatively low, the press formability to an automobile panel or the like is excellent and the hem forming property is also excellent. That is, according to the present invention, even when the body coating baking treatment is performed after room temperature aging, a 0.2% strength difference of 70 MPa or more and a 0.2% strength after BH of 170 MPa or more, or a BH property of 0.2 MPa or more, Moldability and good bending workability can be exhibited.

이에 비해, 표 2의 비교예 2∼4, 7∼11, 13 및 14는 표 1의 발명예와 동일한 합금예 1, 2 또는 3을 이용하고 있다. 그러나, 이들 각 비교예는, 표 2에 나타내는 바와 같이, 예비 시효 처리 조건이 바람직한 조건을 벗어나 있다. 이 결과, DSC가 본 발명에서 규정하는 범위로부터 벗어나, 동일한 합금 조성인 발명예에 비하여, 실온 시효가 크고, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 높기 때문에 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지고, 또한 BH성도 뒤떨어져 있다.In contrast, Comparative Examples 2 to 4, 7 to 11, 13, and 14 in Table 2 use the same Alloy Examples 1, 2, or 3 as the inventive examples in Table 1. However, in each of these comparative examples, as shown in Table 2, the preliminary aging treatment conditions are outside the preferable conditions. As a result, the DSC is out of the range specified by the present invention, and the aging resistance at room temperature is larger than that of the same alloy composition as in the case of the present invention. Especially, since the As proof strength after maintaining the room temperature for 30 days is relatively high, The workability is poor, and the BH property is also inferior.

이 중, 비교예 2 및 9는 용체화 및 실온까지 담금질 처리 후의, 예비 시효 처리(가열 개시)까지의 시간이 120분으로 지나치게 걸리고 있다. 이 때문에, 강도에 기여하지 않는 Mg-Si 클러스터가 많이 생성되어 버려, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하이지만, 이 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과하고 있다.Of these, in Comparative Examples 2 and 9, the time until the solution pretreatment and the quenching treatment to room temperature and the pre-aging treatment (heating initiation) took too much 120 minutes. Therefore, Mg-Si clusters which do not contribute to the strength are generated in large numbers, and the temperature difference between the peaks of two exothermic peaks existing in the temperature range of 230 to 330 캜 is 50 캜 or less. However, Gt; W / mg. &Lt; / RTI >

비교예 3은 예비 시효 처리의 고온측 영역의 유지 시간이 48시간으로 지나치게 길다. 이 때문에, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 1개의 발열 피크의 높이가 20μW/mg 미만으로 지나치게 작다.In Comparative Example 3, the holding time in the high-temperature-side region of the pre-aging treatment was too long, i.e., 48 hours. For this reason, the height of one exothermic peak present in the temperature range of 230 to 330 캜 is extremely small, less than 20 μW / mg.

비교예 4, 11 및 14는 예비 시효 처리의 저온측 영역의 유지 시간이 2시간으로 지나치게 짧다. 이 때문에, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하이지만, 이 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과하고 있거나, 또는 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 것이 1개의 발열 피크인 경우여도, 이 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과하고 있다.In Comparative Examples 4, 11, and 14, the holding time in the low-temperature-side region of the pre-aging treatment was too short as two hours. Therefore, although the temperature difference between the peaks of two exothermic peaks existing in the temperature range of 230 to 330 캜 is 50 캜 or lower, the height of the exothermic peak exceeds 50 袖 W / mg, or the temperature of 230 캜 to 330 캜 , The height of this exothermic peak exceeds 50 占 / / mg even if it is one exothermic peak.

비교예 10 및 13은 예비 시효 처리의 고온측 영역의 유지 시간이 2시간으로 지나치게 짧다. 이 때문에, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 것이 1개의 발열 피크여도, 이 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과하고 있다.In Comparative Examples 10 and 13, the holding time in the high-temperature-side region of the pre-aging treatment was too short as two hours. Therefore, even if only one exothermic peak exists in the temperature range of 230 to 330 ° C, the exothermic peak height exceeds 50 μW / mg.

비교예 7은 예비 시효 처리의 고온측 영역의 온도가 70℃로 지나치게 낮다. 이 때문에, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 2개의 발열 피크의 서로의 피크간의 온도차가 50℃ 이하이지만, 높은 쪽의 발열 피크의 높이가 50μW/mg을 초과하고 있다.In Comparative Example 7, the temperature of the high-temperature-side region of the pre-aging treatment was excessively low at 70 占 폚. Therefore, although the temperature difference between the peaks of two exothermic peaks existing in the temperature range of 230 to 330 占 폚 is 50 占 폚 or less, the height of the exothermic peak at the higher end exceeds 50 占 / / mg.

비교예 8은 예비 시효 처리의 고온측 영역의 온도가 130℃로 지나치게 높다. 이 때문에, 230∼330℃의 온도 범위에 존재하는 것이 1개의 발열 피크여도, 이 발열 피크의 높이가 20μW/mg 미만이다.In Comparative Example 8, the temperature of the high-temperature-side region of the pre-aging treatment was too high at 130 占 폚. Therefore, even if only one exothermic peak exists in the temperature range of 230 to 330 캜, the exothermic peak height is less than 20 μW / mg.

또한, 표 2의 비교예 22∼30은 상기 예비 시효 처리 조건을 포함시켜서 바람직한 범위로 제조하고 있지만, 표 1의 합금 번호 10∼18을 이용하고 있어, 필수 원소인 Mg, Si의 함유량이 각각 본 발명 범위를 벗어나 있거나, 또는 불순물 원소량이 지나치게 많다. 이 때문에, 이들 비교예 22∼30은 표 2에 나타내는 바와 같이, 각 발명예에 비하여, 특히 30일간 실온 유지 후의 As 내력이 비교적 지나치게 높아서 자동차 패널 등으로의 프레스 성형성이나 헴 가공성이 뒤떨어지거나, 또는 BH성이 뒤떨어져 있다. 한편, 비교예 22∼30의 조성에 대해서 이하에 상술한다.Comparative Examples 22 to 30 shown in Table 2 were prepared in a preferred range including the preliminary aging treatment conditions described above. However, since Alloy Nos. 10 to 18 in Table 1 are used, the contents of Mg and Si, which are essential elements, Is out of the scope of the invention, or the amount of the impurity element is excessive. Therefore, as shown in Table 2, in Comparative Examples 22 to 30, the As proof strength after holding at room temperature for 30 days was relatively excessively high as compared with each of Examples, resulting in poor press formability and hemming property to automobile panels and the like, Or BH properties. On the other hand, the compositions of Comparative Examples 22 to 30 will be described in detail below.

비교예 22는 표 1의 합금 10이고, Si가 지나치게 적다.Comparative Example 22 is the alloy 10 of Table 1, and Si is excessively small.

비교예 23은 표 1의 합금 12이고, Mg+Si가 지나치게 많다.Comparative Example 23 is the alloy 12 shown in Table 1, and Mg + Si is excessively large.

비교예 24는 표 1의 합금 11이고, Si가 지나치게 많고, Mg+Si가 지나치게 많다.Comparative Example 24 is the alloy 11 shown in Table 1, and Si is excessively large and Mg + Si is excessively large.

비교예 25는 표 1의 합금 13이고, Fe가 지나치게 많다.Comparative Example 25 is the alloy 13 shown in Table 1, and Fe is excessively large.

비교예 26은 표 1의 합금 14이고, Mn이 지나치게 많다.Comparative Example 26 is the alloy 14 of Table 1, and Mn is excessively large.

비교예 27은 표 1의 합금 15이고, Cr 및 Ti가 지나치게 많다.Comparative Example 27 is the alloy 15 of Table 1, and Cr and Ti are excessively large.

비교예 28은 표 1의 합금 16이고, Cu가 지나치게 많다.Comparative Example 28 is the alloy 16 of Table 1, and Cu is excessively large.

비교예 29는 표 1의 합금 17이고, Zn이 지나치게 많다.Comparative Example 29 is the alloy 17 of Table 1, and Zn is excessively large.

비교예 30은 표 1의 합금 18이고, Zr 및 V가 지나치게 많다.Comparative Example 30 is the alloy 18 of Table 1, and Zr and V are excessively large.

이들 발명예, 비교예로부터 선택한 DSC를 도 1에 나타낸다. 도 1에 있어서, 굵은 실선이 발명예 1, 가는 실선이 발명예 12, 점선이 비교예 23을 각각 나타낸다.FIG. 1 shows DSCs selected from the inventive examples and comparative examples. In Fig. 1, a thick solid line indicates Inventive Example 1, a thin solid line indicates Inventive Example 12, and a dotted line indicates Comparative Example 23, respectively.

발명예 1의 DSC는, 1개째의 β''의 발열 피크가 270℃ 근방에 발생하고 있고, 2개째의 β'의 발열 피크가, 이에 근접한 300℃ 근방에 발생하고 있으며, 서로의 피크간의 온도차가, 표 2와 같이 27℃여서, 규정하는 50℃ 이하이다.In the DSC of Inventive Example 1, the exothermic peak of the first β "occurs at about 270 ° C., the exothermic peak of the second β 'occurs at about 300 ° C. close to the exothermic peak, and the temperature difference Is 27 占 폚 as shown in Table 2, and is 50 占 폚 or less as specified.

발명예 12의 DSC는, 1개째의 β''의 발열 피크와 2개째의 β'의 발열 피크가 중첩되어서 1개의 합성 피크를 구성하고 있고, 이 합성 피크가 290℃ 근방에 발생하고 있으며, 그 피크 높이가, 표 2와 같이 35.9μW/mg이어서, 20∼50μW/mg의 범위이다.In the DSC of Example 12, the exothermic peak of the first β '' and the exothermic peak of the second β 'are overlapped to form one synthetic peak, and this synthetic peak occurs in the vicinity of 290 ° C., The peak height is 35.9 μW / mg, as shown in Table 2, and is in the range of 20 to 50 μW / mg.

이에 비해, 비교예 23의 DSC는, 1개째의 β''의 발열 피크가 260℃ 근방에 발생하고 있고, 2개째의 β'의 발열 피크가 310℃ 근방에 발생하고 있으며, 서로의 피크간의 온도차가, 표 2와 같이 53℃여서, 규정하는 50℃를 초과하고 있다.On the other hand, in the DSC of Comparative Example 23, the exothermic peak of the first β '' occurs in the vicinity of 260 ° C., the exothermic peak of the second β 'occurs in the vicinity of 310 ° C., Is 53 deg. C as shown in Table 2, and exceeds 50 deg.

이상의 실시예의 결과로부터, 실온 시효 후의 성형성과 BH성 향상에 대해서, 상기 본 발명에서 규정하는 조성이나 DSC의 각 조건을 모두 만족할 필요성이 있다는 것이 뒷받침된다.From the results of the above examples, it is supported that there is a need to satisfy both the composition and the DSC conditions specified in the present invention for improving the moldability and BH property after aging at room temperature.

본 발명을 상세하게, 또한 특정한 태양을 참조하여 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈함이 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있다는 것은 당업자에게 분명하다. 본 출원은 2014년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원(특원 2014-074044)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.While the invention has been described in detail and with reference to specific embodiments thereof, it is evident to those skilled in the art that various changes and modifications can be made without departing from the spirit and scope of the invention. The present application is based on Japanese Patent Application (Japanese Patent Application No. 2014-074044) filed on March 31, 2014, the contents of which are incorporated herein by reference.

본 발명에 의하면, 실온 시효 후의 BH성이나 성형성도 겸비하는 6000계 알루미늄 합금판을 제공할 수 있다. 이 결과, 자동차의 패널, 특히, 아름다운 곡면 구성이나 캐릭터 라인 등의 의장성이 문제가 되는 아우터 패널로, 6000계 알루미늄 합금판의 적용을 확대할 수 있다.According to the present invention, it is possible to provide a 6000-series aluminum alloy plate having BH property and moldability after room temperature aging. As a result, it is possible to expand the application of the 6000-series aluminum alloy plate to an automobile panel, in particular, an outer panel which is problematic in design of a beautiful curved surface configuration or a character line.

Claims

(Mg content) + (Si content) < / = 1.2%, and the balance of Al and inevitable impurities, in terms of% by mass, of Mg: 0.2 to 1.0% and Si: -Mg-Si aluminum alloy plate,
In the differential scanning calorimetry curve of the aluminum alloy sheet, there is only one exothermic peak (i) in the temperature range of 230 to 330 캜, or only two exothermic peaks (ii) in which the temperature difference between the peaks is 50 캜 or less And also
Characterized in that the height of the exothermic peak (i) or the height of the exothermic peak (ii) having a larger peak height is in the range of 20 to 50 μW / mg. The aluminum alloy plate is excellent in moldability and baking painting curability.

The method according to claim 1,
The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the aluminum alloy sheet contains at least one of Fe, at most 0.5%, Mn: at most 0.3%, Cr: at most 0.3% At least one element selected from the group consisting of Ti: more than 0% to 0.1% or less, Cu: more than 0% to 0.5%, Ag: more than 0% to less than 0.1%, and Zn: Aluminum alloy plates with excellent moldability and baking paint curability.