WO2000015859A1 - FEUILLE EN ALLIAGE Al-Mg-Si - Google Patents

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WO2000015859A1
WO2000015859A1 PCT/JP1999/004886 JP9904886W WO0015859A1 WO 2000015859 A1 WO2000015859 A1 WO 2000015859A1 JP 9904886 W JP9904886 W JP 9904886W WO 0015859 A1 WO0015859 A1 WO 0015859A1
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cube
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azimuth
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PCT/JP1999/004886
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Inventor
Katsushi Matsumoto
Yasuaki Sugizaki
Masahiro Yanagawa
Yuichi Seki
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention relates to a metal plate suitable for a material such as an automobile pod panel and the like, and generally relates to an A1-Mg-Si-based alloy plate belonging to JIS 600 series, and has press formability, especially overhang.
  • Al-Mg- as a suitable material for engine hoods, trunk hoods, etc. of automobiles that require formability and bending workability, or for automobile doors and fenders that require deep drawability. It relates to a Si-based alloy plate. Background art
  • A1 alloy sheets have been used as the demand for body weight reduction for the purpose of reducing exhaust gas and fuel consumption has increased.
  • Aluminum materials that can compete with steel sheets in terms of strength are known, but such aluminum materials generally have poor press formability such as deep drawing and stretch forming, and therefore, improvements in breathability are required. It is strongly desired.
  • A1-Mg alloys have been mainly used as aluminum alloy sheets with excellent formability, but the bake hardenability of paint is poor and the stress during press forming is high.
  • Al-Mg-Si-based alloys of the JIS 600 series have attracted attention because of the tendency to generate dust line marks.
  • An A1-Mg-Si-based alloy such as a 6009 alloy, a 60010 alloy, and an alloy disclosed in JP-A-5-295475 is used for an automobile body. Now applied to panels.
  • Japanese Patent Laid-Open No. No. 6 proposes an A 1 -Mg-based alloy plate in which the texture and crystal grain size are optimized and the deep drawability is improved
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-3256563 discloses various orientations.
  • A1-Mg-Si-based alloy sheets have been proposed which have excellent press formability with a reduced proportion of the alloy.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a press-forming material which is more press-formed than a conventional JIS600-based A1-Mg-Si-based alloy plate.
  • An object of the present invention is to provide an A1-Mg_Si-based alloy sheet with improved (particularly deep drawability, stretch formability, bending workability).
  • the A1-Mg-Si-based alloy plate of the present invention that has solved the above-mentioned problems is a press-forming of at least the cubic orientation density of the texture of the A1-Mg-Si-based alloy plate.
  • the gist of the present invention is that by providing control in accordance with the type of shape, improved press formability is provided in accordance with the press forming.
  • the ratio of the azimuth density of the S azimuth to the azimuth density of the Cube azimuth (S / Cue) is set to 1 or more, and the ratio of the azimuth density of the G oss azimuth to the cube azimuth (G oss / Cube) is set to 0.3 or less, and the crystal grain size is set to 80 ⁇ m or less to enhance deep drawability.
  • the orientation density is expressed as [Cube]
  • the RW orientation density is expressed as [RW]
  • the CR orientation density is expressed as [CR].
  • the Brass orientation density is expressed as [Brass]
  • the G oss orientation density is expressed as [Goss].
  • the texture in which the value of X obtained by the following equation is 0 or more is defined as A 1 -M-Si alloy sheet with extruded and enhanced formability due to having; 3 Press bending due to having texture with Y value of 11 or less determined by the following formula A 1-Mg-Si alloy with improved workability And the like.
  • X! 0.02 [Cube] —1.8 [RW] + 1.05 [CR]-2.84 [Brass]
  • the grain size of the A1-Mg-Si-based alloy plate described in (1) or (3) above should be 80 ⁇ m or less. Is preferred.
  • a texture value of X 2 obtained by the following formula is 0 or more, A 1 - M g - S i based Ri by the texture of the alloy plate and control child, and excellent overhanging A 1-Mg-Si alloy sheet having formability can be obtained.
  • the Cube orientation density is controlled to 5 or more and 15 or less, it is possible to obtain an A1-Mg-Si-based alloy sheet excellent in actual breath formability.
  • the average crystal grain size is 30 m or less. It is preferable to do so.
  • the actual press formability is a property that has both overhang formability and deep drawing formability.
  • the components of the Al-Mg-Si alloy suitable for the present invention it is desirable that Mg: 0.1 to 2.0% and Si: 0.1 to 2.0%. Further, as alloy components, Fe: 1.0% or less (not including 0%), Mn: 1.0% or less (not including 0%) Cr: 0.3% or less ( 0%), Zr: 0.3% or less (excluding 0%), V: 0.3% or less (excluding 0%), Ti: 0.1% or less (0%) If not less than one selected from the group consisting of a total of 0.01 to 1.5%, the moldability can be improved, which is desirable.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram showing the orientation of a texture.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the Cube orientation density and the actual press formability.
  • FIG. 3 is a graph showing the effect of refinement of crystal grains on actual press formability.
  • the present inventors have intensively conducted experiments on the relationship between the texture and the press formability of the A1-Mg-Si-based alloy. As a result, the texture of the Al-Mg-Si-based alloy sheet after rolling can be seen in various orientations, and some of the textures are effective in improving press formability. Some of them have an adverse effect, and some have no adverse effect.
  • the present inventors have found that controlling a specific texture is very effective in improving press formability, and arrived at the present invention.
  • the texture of the aluminum alloy plate is explained.
  • the Cube orientation, CR orientation, RW orientation, Goss orientation, Brass orientation: PP orientation, C orientation (Coper orientation), and S orientation It is known that texture develops in the orientation (see Fig. 1).
  • the volume fraction of these textures changes, the plastic anisotropy changes.
  • the texture is different depending on the processing method even in the case of the same crystal system.
  • the texture of a rolled sheet material it is expressed by the rolling surface and the rolling direction, and the rolling surface is expressed by ⁇ AB C ⁇ .
  • the rolling direction is expressed by ⁇ DEF> (A, B, C, D, E, and F are integers). Based on this expression method, each direction is shown as follows.
  • the orientation density of the texture indicates the intensity of each orientation with respect to the random orientation as a ratio.
  • the deviation of the orientation within ⁇ 10 degrees from these orientations is the same orientation. It is defined as belonging to a factor.
  • a deviation of azimuth within ⁇ 8 degrees is defined as belonging to the same azimuth factor.
  • the texture of a normal A1-Mg-Si-based alloy sheet is established from these orientation factors.
  • these composition ratios change, the plastic anisotropy of the sheet material changes, and the press formability is improved. It gets worse.
  • the orientation density of the Cube orientation at least according to the type of press molding, excellent press moldability can be achieved. Specifically, it is preferable to control the texture according to stretch formability, deep draw formability, and press bending workability.
  • the orientation distribution density was measured using a normal X-ray diffraction method, and it was determined that at least three planes (the surface of the plate, a part that is 1/4 the thickness from the surface, and the center of the plate in the thickness direction)
  • the complete positive pole figure or incomplete positive pole figure of the surface may be measured and then determined using the grain orientation distribution function, or by electron diffraction or SEM (Scanning Electron Microscopy) — ECP (Electron Channeling).
  • the pattern density may be determined based on measurement data obtained by the Pattern) method, SEM—EBSP (Electron Back Scattered Pattern) method, or the like. Since the azimuth distribution changes in the thickness direction, it is preferable to arbitrarily sample several points in the thickness direction and obtain the average value.
  • the ratio of the azimuth density of the S azimuth to the azimuth density of the Cube azimuth is 1 or more, and the ratio of the azimuth density of the G oss azimuth to the cube azimuth When (G oss / Cube) is 0.3 or less, the deep drawability is greatly improved.
  • the effect of the crystal grain size on the deep drawing formability is particularly large, and when the crystal grain size exceeds 80 m, grain boundary fracture and the like are liable to occur during forming. Was found to decrease.
  • the ratio of the S-directional orientation density to the Cube-oriented orientation density (S / Cube) is 1 or more.
  • the particle size is less than 60 ⁇ m.
  • the Cube orientation density was [Cube]
  • the RW orientation density was [RW]
  • the CR orientation density was [CR]
  • the Brass orientation density was [ Brass]
  • Goss azimuth density is [Goss]
  • PP azimuth density is [PP]
  • C azimuth density is [C]
  • S azimuth density is [S].
  • the value of X is preferably 1 or more, more preferably 2 or more. .
  • the crystal grain size is preferably not more than 80 m, and the force 5 and the overhang formability are not necessarily absolute conditions.
  • the upper limit of the crystal grain size is preferably not more than 80 ⁇ m, particularly preferably not more than 60 m from the viewpoint of preventing grain boundary destruction.
  • the deep drawability Element is required. More specifically, in the stretch forming test, both ends of a strip-shaped test piece are clamped at a high pressure of, for example, 20 OkN, and a groove is formed in the clamp mold to prevent sliding. Therefore, even if bulging is performed, both ends of the test piece do not flow following the forming part, but in actual press forming, there is sliding between the clamp die and the sheet material and deep drawing Is also required.
  • the present inventors have been conducting research on the relationship between texture and press formability, and it is very effective to increase the Cube orientation density in order to enhance the overhanging property.
  • the lower limit of the Cube orientation density is desirably set to 5 from the viewpoint of improving the stretch formability, and more desirably 8 or more.
  • the limit is preferably 15 and more preferably 12 or less.
  • the actual press formability which satisfies both stretch formability and deep draw formability at the same time, is improved by increasing the strength by refining the crystal grains (see Fig. 3). Is preferably 30 m or less, and more preferably 25 // m or less.
  • Excellent press bending workability means that "salmon scratches" are less likely to occur outside the curved portion when pressed in a state where the bending moment is applied.
  • the present inventors evaluated the formability of the bendability of the Al—Mg—Si-based alloy plate having variously changed textures, and determined in detail the influence of each texture factor on the bendability.
  • the Cube orientation density was set to [Cube]
  • the RW orientation density was set to [RW]
  • the CR orientation density was set to [CR]
  • the Brass orientation density was set to [Brass]
  • G The oss azimuth density is [G oss]
  • the PP azimuth density is [PP]
  • C azimuth density is [C]
  • S azimuth density is [S].
  • the bending workability can be satisfied when having a texture in which the value of Y represented by the following formula is 11 or less.
  • the value of Y is preferably 10 or less, and the crystal grain size is preferably 80 m or less. Is not necessarily an absolute condition, as in the case of stretch formability.
  • the upper limit of the crystal grain size is preferably 80 or less, particularly 60 m or less from the viewpoint of preventing grain boundary destruction.
  • the A 1 —Mg—Si alloy of the present invention generally belongs to the JIS 600 series, and if it satisfies the above texture conditions, it can satisfy press formability. However, the following numerical ranges are preferable for the alloy composition regardless of the type of press formability.
  • Mg is a solid solution strengthening element that also contributes to improvement in strength and ductility.
  • Mg and Si form aggregates (cluster 1) or intermediate phase of Mg 2 Si composition called G.P. zone, and contribute to high strength by baking treatment (baking coating) It is an element that needs to be 0.1% or more for both Mg and Si, and preferably 0.4% or more. However, if the content is too large, the strength is rather deteriorated during the baking treatment. Therefore, both Mg and Si should be 2.0% or less, and preferably 1.5% or less.
  • M n 1.0% or less (excluding 0%)
  • T i 0.1% or less (excluding 0%)
  • These elements have an effect of refining crystal grains when producing an A1-Mg-Si-based alloy plate by a continuous method. Therefore, by adding one or more of these elements, it is possible to prevent the occurrence of grain boundary destruction, and it is possible to further enhance the formability. In addition, these elements form a large amount of precipitates during the homogenization treatment or during hot rolling. These precipitates act as preferential nucleation sites for the recrystallization orientation and are effective for forming a suitable texture. However, if each element is contained beyond the upper limit, a coarse compound is formed between A 1 and these elements, which becomes a starting point of fracture and deteriorates formability. It is desirable to add it.
  • Mn is 0.6% or less
  • Cr is 0.2% or less
  • Zr is 0.2% or less
  • V is 0.2% or less
  • Ti is 0.05. % Or less. It is desirable that the total amount of these elements is not less than 0.01% and not more than 1.5%.
  • plate materials may be manufactured from A1 scrap material, and in this case, Fe is inevitably large. included.
  • F e is a Fe e crystallized substance [H-AlFeSi,? -AlFeSi, Al 2 Fe, Al 2 (Fe, Mn), A Etc., which act as a grain refinement effect and a preferential nucleation site for the recrystallization orientation. If the content is too small, the crystal grain refinement effect cannot be obtained and the desired texture Therefore, it is necessary to set the content to 0.1% or more, and more than 0.3% is preferable.
  • the A 1 scrap material is used as a raw material, and an A 1 —Mg—Si alloy plate having an Fe content of more than 0.3% or 0.6% is used. beyond which A 1- M g- S i based c excellent overhanging moldability even in alloy plate is obtained
  • ⁇ 1 is 0.6% or less
  • 8 is 0.1% or less-Zn is 0.6% or less. It is desirable that the total amount of these elements is not less than 0.01% and not more than 15%.
  • Sn is an element that suppresses aging at room temperature before baking and promotes aging during baking.If it is too much, it forms a coarse compound and deteriorates moldability. It is desirable to set it below, and more preferable to be 0.1% or less.
  • the A1-Mg-Si-based alloy sheet of the present invention is manufactured through the steps of fabrication, homogenization heat treatment, hot rolling, cold rolling, and final annealing. Since the obtained texture changes, it is sufficient that the desired texture can be obtained by comprehensively selecting the conditions as a series of manufacturing processes. Therefore, the manufacturing conditions in each step are not particularly limited.
  • the structure may be a structure method generally performed with an A1 alloy, and a continuous structure is generally used.
  • a homogenizing heat treatment is performed.
  • transition metals such as Mn, Cr, Fe, Zr, and V
  • the optimal conditions for the hot rolling process and the cold rolling process performed after the homogenizing heat treatment process are as follows: Since it varies depending on the form of the precipitate formed by the heat treatment for the heat treatment, it is preferable to appropriately select the precipitate.
  • the temperature, rolling reduction, and the combination thereof in hot rolling and cold rolling can be selected as appropriate. In general, hot rolling is performed at about 300 to 550, and cold rolling is performed at room temperature to 1 It is preferable to carry out at about 50 ° C, and to set the final pass rolling reduction and final rolling reduction in each rolling step at about 10 to 95%. Further, after hot rolling and before cold rolling, the non-uniform structure generated during hot rolling may be annealed, and may be annealed and recrystallized to obtain a uniform structure.
  • Intermediate annealing may be performed on the way.
  • the optimum rolling conditions differ depending on whether or not rough annealing is performed after hot rolling, and whether or not intermediate annealing is performed during cold rolling. Therefore, it is preferable to select the rolling conditions in accordance with the conditions of the rough annealing, the intermediate annealing, and the annealing treatment.
  • the final cold rolling reduction refers to the reduction from intermediate annealing to the final thickness when intermediate annealing is performed during the cold rolling process, and corresponds to the cold rolling reduction when intermediate annealing is not performed. .
  • a final heat treatment (solution treatment) is performed.
  • heating may be performed in a single step up to the processing temperature (although there is no particular limitation, generally 500 to 580 ° C), or heating is gradually performed to the processing temperature after slow heating. Step heating may be used (the holding time at the processing temperature can also be selected as appropriate, and the texture changes depending on these solution treatment conditions.
  • water cooling or air cooling is performed. Also, it is appropriately selected according to the alloy composition, rolling conditions, solution treatment conditions, and the like.
  • the optimal texture can be formed by controlling the homogenizing heat treatment conditions, rolling conditions, roughening conditions, solution treatment conditions, etc. in a complex manner, and the press formability can be increased. Can be improved. Therefore, although these manufacturing conditions may individually overlap the conventional manufacturing conditions, they are suitable for the formability required by performing a special combination as a series of manufacturing steps. A texture can be obtained.
  • the tendency is that when the final cold rolling reduction is as low as 30% or less, deep drawing It is easy to obtain a texture having excellent formability, and when the final cold rolling reduction is about 50%, it is easy to obtain a texture having excellent stretch formability.
  • the rolling reduction is as high as 70% or more, it is easy to obtain a texture having excellent bending workability.
  • it is effective to perform annealing during cold rolling.
  • the final cold rolling reduction refers to the rolling reduction performed after annealing when annealing is performed during cold rolling, and the cold rolling reduction is the final cold rolling reduction when annealing is not performed during cold rolling. Becomes
  • a tube current of 200 mA the (100), (110), and (111) perfect positive electrode point diagrams are measured, and then the orientation of each orientation on each surface is determined using the crystal orientation distribution function. The azimuth density was calculated, and the average was taken to determine the azimuth density of the entire sheet.
  • mineral oil was used as a lubricant.
  • a 1 -M g -S i-based alloy of the present invention will be described in the order of A 1 -M g -S i-based alloy with enhanced bending workability, based on specific examples. Is not limited to the following examples.
  • a 1-0.6% Mg-1.2% Si alloy (hereinafter referred to as "base alloy” in this example, and in Table 1, Fl, F2, F9 and F10 correspond ), A 1-0.6% Mg-1.2% Si-0.2% Mn alloy (hereinafter referred to as "Mn additive Gold ”, which corresponds to F 3 to 5 and F ll to 13 in Table 1), A 1 — 0.6% Mg-1.2% Si-0.2% Fe alloy (hereinafter In this example, it is referred to as “Fe-added alloy” and corresponds to F 6 to 8 and F 14 to 16 in Table 1). Was performed.
  • the final rolling reduction in rough rolling was 70%.
  • the start temperature of finish rolling is as shown in Table 1.
  • the plate was cold-rolled to obtain a lmm-thick plate.
  • the final cold rolling reduction refers to the rolling reduction performed from the thickness at the time of intermediate annealing to the finally obtained thickness of 1 mm.
  • a 1 mm-thick plate obtained by cold rolling was solution-treated.
  • the homogenization treatment conditions, the finish rolling start temperature, the final cold rolling reduction, the conditions of the intermediate annealing, and the solution treatment conditions were changed as shown in Table 1 to obtain: F 1 to 16 materials having different textures and crystal grain sizes were obtained.
  • the texture was measured for each of the Cube, RW, CR, Brass, Goss, PP, C, and S orientation densities.
  • the ratio of azimuth density (S / Cube) and the ratio of Goss azimuth density to Cube azimuth density (Goss / Cube) were calculated.
  • a rectangular tube drawing test was performed on the obtained F1 to 16 materials.
  • alloys (Fl to 8) with S / Cube of 1.0 or more, Goss / Cube of 0.3 or less, and a crystal grain size of 80 zm or less have a drawing height of 13.4. With a thickness of not less than mm, deep drawing formability was satisfied.
  • A1—Mg—Si alloy having the composition shown in Table 2 (A1—Mg—Si alloy F21, 31 and Mn, Fe, Cr, Zr, V, Ti For Al-Mg-Si alloys containing at least one of the alloys F22-30, 32-38), the production conditions (homogenization treatment conditions, start of hot finish rolling) Temperature, intermediate annealing conditions, final cold rolling rate, solution treatment conditions) were changed as shown in Table 2 in the same manner as in Example 1 to obtain the texture and crystal grain size shown in Table 2. Alloy plates F21 to F38 were obtained.
  • Table 2 shows the test results along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and crystal grain size.
  • Table 2 shows that the alloy composition containing at least one of Mn, Fe, Cr, Zr, V, and Ti within a specified range, and that S / Cube and Goss / Cube
  • the alloy (F 21 to 30) having a ratio of within the range of the present invention and having a crystal grain size of 80 ⁇ m or less has a draw height of 13.4 mm or more and is excellent in deep draw formability. I have.
  • A1—Mg—Si alloy having the composition shown in Table 3 (A1—Mg— containing at least one of Mn, Fe, Cr, Zr, V, and Ti)
  • Si-based alloys containing GP promoting elements alloys containing at least one of Cu, Ag, ⁇ , and Sn.
  • Manufacturing conditions homoogenization treatment conditions, hot finish rolling start temperature, The conditions of the intermediate annealing, the final rolling reduction, and the solution treatment conditions were changed as shown in Table 2, except that the texture and crystal grain size as shown in Table 3 were obtained. Alloy plates F41 to 55 were obtained.
  • Table 3 shows the test results along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and grain size.
  • the alloy composition containing at least one of Mn, Fe, Cr, Zr, V, and Ti and a GP promoting element within a predetermined range is S / Cube and Goss.
  • the alloy (F41-48) having a ratio of / Cube within the range of the present invention and a crystal grain size of 80 / m or less has a draw height of 13.4 mm or more and a deep drawability. Is excellent.
  • Base alloys (HI, H2, H9, HI0 in Table 4), Mn-added alloys (H3-5, HI1-13 in Table 4), Fe-added alloys H4 to H8 and H14 to H16 in Table 4) were used to prepare a plate material having a thickness of 500 mm, and subjected to the homogeneous heat treatment shown in Table 1.
  • the texture and crystal grain size were changed by changing the finish rolling start temperature, cold rolling rate, and solution treatment conditions as shown in Table 4.
  • the final cold rolling rate was changed by changing the thickness of the sheet material obtained by hot finishing rolling.
  • the heating method and the holding time up to the solution treatment temperature were changed as shown in Table 4.
  • “rapid” in the solution treatment refers to rapid heating (100 ° C / min)
  • “two steps” refers to slow heating up to 300 ° C. Heating (400 ° C / h), holding at 300 ° C for 1 hour, and then rapidly heating to 500 (100 ° C / min). After the solution treatment, it was quenched in water.
  • the X values were calculated by measuring the orientation densities of the Cube, RW, CR, Brass, Goss, PP, C, and S directions. An overhang test was performed on H1 to H16, and the critical crack height was measured. Table 4 shows the measurement results together with the manufacturing method (final cold rolling rate, solution treatment temperature and holding time, heating rate), crystal grain size and texture.
  • the crack limit height when the X value is 0 or more, the crack limit height is more than 27.5 mm, while when the X value is less than 0, the crack limit height is 27.5 mm. mm or less. Further, when the X value is 2.4 or more, the crack limit height can be made 29.5 mm or more.
  • A1-Mg-Si alloy having the composition shown in Table 5 (Al-Mg-Si alloy H2131 and Mn, Fe, Cr, Zr, V, Ti For Al-Mg-Si-based alloys H22-30, 32-38) containing at least one of the following, the production conditions (homogenization conditions, start of hot finish rolling) (Temperature, final cold rolling rate, solution treatment conditions) were changed as shown in Table 5 in the same manner as in Example 1 to obtain an alloy having a texture and grain size as shown in Table 5. Plates H21 to 38 were obtained.
  • Table 5 shows the test results, along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and crystal grain size.
  • the crack limit height when the X value is 0 or more, the crack limit height is more than 27.5 mm, while when the X value is less than 0, the crack limit height is 27.5 mm. mm or less. Furthermore, when the X value is 2.5 or more, the crack limit height can be set to 29.5 mm or more.
  • Manufacturing conditions homoogenization treatment conditions, hot finish rolling start temperature) , Final cold-rolling rate, and solution treatment conditions) were changed as shown in Table 6 in the same manner as in Example 4 in the same manner as in Example 4, except that the alloy plate H having the texture and crystal grain size as shown in Table 6 was obtained. 4 1 to 5 5 were obtained.
  • Table 6 shows the test results, along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and grain size.
  • the crack limit height when the X value is 0 or more, the crack limit height is more than 27.5 mm, while when the X value is less than 0, the crack limit height is 27.5. mm or less. Furthermore, when the X value is 2.5 or more, the crack limit height can be set to 29.5 mm or more.
  • Base alloy (applicable to Ml, M2, M9, M10 in Table 7), addition of Mn (applicable to M3-5, M11-1-13 in Table 7), F A plate material having a thickness of 500 mm was prepared by using the e-added alloy (M6 to M8, Ml4 to M16 in Table 7), and was subjected to the homogeneous heating treatment shown in Table 7.
  • the texture and crystal grain size were changed by changing the finish rolling start temperature, cold rolling rate, and solution treatment conditions as shown in Table 7.
  • the final cold rolling rate was changed by changing the thickness of the sheet material obtained by hot finishing rolling.
  • the heating method and the holding time up to the solution treatment temperature were changed as shown in Table 7.
  • “rapid” in the solution treatment refers to rapid heating (100 ° C / min)
  • “two-stage” refers to slow heating up to 300 ° C. Heating (400 ° C / h), holding at 300 ° C for 1 hour, and then rapidly heating to 500 ° C (1000 ° C / min). After the solution treatment, it was quenched in water.
  • the texture was measured for each orientation density of the Cube, RW, CR, Brass, Goss, PP, C, and S orientations, and the Y value was calculated.
  • An overhang test was performed on M 1 to M 16 to measure the critical crack height. The measurement results are shown in Table 7 together with the manufacturing method (final cold rolling reduction, solution treatment temperature and holding time, heating rate), crystal grain size and texture.
  • A1—Mg—Si alloy having the composition shown in Table 8 (A1—Mg—Si alloy M21, 31 and Mn, Fe, Cr, Zr, V, Ti A1—Mg—Si-based alloys M22-30, 32-38) containing at least one of the following alloys: The starting structure, the final cold rolling rate, and the solution treatment conditions) were changed as shown in Table 8 in the same manner as in Example 7, except that the texture and crystal grain size shown in Table 8 were changed. Alloy plates M21 to 38 having the same were obtained.
  • Table 8 shows the test results, along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and grain size.
  • A1—Mg—Si alloy having the composition shown in Table 9 Al—Mg containing at least one of ⁇ , Fe, Cr, Zr, V and Ti
  • the manufacturing conditions homoogenization conditions, hot finish rolling start temperature, An alloy plate having a texture and a grain size as shown in Table 9 was prepared in the same manner as in Example 7 except that the final cold rolling rate and solution treatment conditions were changed as shown in Table 9.
  • Table 9 shows the test results, along with the alloy composition, manufacturing conditions, texture, and grain size.
  • the ingot was formed by the DC method or the thin-sheet continuous method, and the obtained ingot was heated at 540 ° C for 8 hours.
  • hot rolling was performed at various rolling reductions and end temperatures shown in Tables 1 and 2.
  • a part of the obtained sheet materials having various thicknesses is subjected to intermediate annealing, then cold-rolled to obtain a sheet material having a thickness of l mm, then subjected to a solution treatment, and then water-quenched to obtain T4 material.
  • Tables 1 and 2 also show the presence or absence of intermediate annealing, the annealing temperature, the cold rolling reduction, the rate of temperature rise during solution treatment, and the ultimate temperature.
  • a test piece with a length of 180 mm and a width of 110 mm was used by using a ball head overhang jig of 110 1.6 mm ⁇ .
  • a lubricant was applied, and a stretch forming test was performed at a forming speed of 4 mm / s and a wrinkle-pressing pressure of 20 OkN to measure the critical strain rate at which cracking occurred.
  • the above-mentioned crack limit strain amount is obtained by transferring a 66.0 mm circle over the entire surface of the test piece before molding so that each circle is adjacent to each other, and distorting in the longitudinal direction of the circle where cracks occurred after molding. The amount of increase was measured and defined as the critical strain rate of cracking.
  • No. 1 to 10 in Table 10 and Nos. 19 to 26 in Table 11 are A1-Mg-Si-based alloy sheets according to the present invention, all of which have a crack limit strain rate. It is large and has excellent stretch formability.
  • No. 11 to 18 in Table 10 and No. 27-32 in Table 11 are all comparative examples in which X is a negative value, and It can be seen that they are small and inferior in stretch formability.
  • the crystal grain size was measured by the crosscut method for each predetermined region in the thickness direction, and the average intercept length obtained by cutting 100 or more crystal grains was calculated as the average grain size.
  • the actual press formability was determined by changing the wrinkle pressing pressure in the stretch formability test conducted in Example 10 to 50 kN to reduce the sliding friction (flow-in phenomenon) between the press die and the test piece during stretch forming. They were generated and evaluated by measuring the crack limit height. ⁇ Results are shown in Tables 12 and 13.
  • No. 1 to 10 in Table 12 and No. 13 to 20 in Table 13 are A1-Mg-Si-based alloy sheets according to the present invention. High and excellent in actual press formability.
  • No. 11 to 12 in Table 12 and No. 21 to 22 in Table 13 are examples in which the Cube orientation density is out of the range of 5 to 15, and It can be seen that the critical height is low and the actual press formability is inferior. Industrial applicability
  • the present invention is configured as described above, it is possible to provide an A1-Mg-Si alloy sheet excellent in press formability such as deep drawability, stretch formability, bending workability, and the like. Was.

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Description

明 細
A M g - S i 系合金板 技術分野
本発明は、 自動車ポディパネル等の材料に好適な金属板で、 一般に J I S 6 0 0 0系に属する A 1— M g— S i系合金板に関するものであ り、 プレス成形性、 特に張出 し成形性や曲げ加工性が求められる自動車のエンジンフー ドゃ トランク フー ド等、 又は深絞り成形性が求められる 自動車 ドアやフ ェンダ一等に好適な材 料と しての A l—M g— S i系合金板に関するものである。 背景技術
従来、 自動車パネル材と しては冷間圧延鋼板が使用されてきたが、 最近では、 排ガス低減や燃費削減を目的とする車体軽量化の要求が高まるにつれて A 1合金 板が用いられるこ とが多 くなつている。 強度的に鋼板と対抗し得るアルミニウム 材料は知られているが、 その様なアルミニウム材料では、 一般に深絞り成形や張 出し成形等のプレス成形性が劣っているため、 ブレス成形性についての改善が強 く望まれている。 成形性に優れるアルミニウム合金板と しては、 従来から A 1— M g系合金が主と して用いられてきたが、 塗料の焼付硬化性が劣るこ とや、 プレ ス成形時にス ト レ ッチヤス ト レイ ンマークが発生しやすいこ と等から、 近年 J I S 6 0 0 0系の A l— M g— S i系合金が注目される様になった。 そして、 6 0 0 9合金や 6 0 1 0合金、 さ らには特開平 5— 2 9 5 4 7 5号公報に開示され た合金等の A 1— M g— S i系合金が自動車ボディパネルに適用される様になつ た。
また最近では、 板材の集合組織及び結晶粒径などの組織形態を制御するこ とに よ り成形性を向上させるこ とが提案されている。 例えば、 特開平 5— 2 9 5 4 7 6号公報に集合組織及び結晶粒径を最適化して深絞り性を向上させた A 1 - M g 系合金板が提案されており、 特開平 8— 3 2 5 6 6 3号公報に各方位の割合を抑 制したプレス成形性に優れた A 1 - M g - S i系合金板が提案されている。
しかしながら、 これらの A 1 — M g— S i系合金板は、 未だ成形性が充分とは いえず、 自動車メーカーから更なる成形性の向上が要求されている。 発明の開示
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであ り、 その目的とする ところ は、 従来の J I S 6 0 0 0系の A 1— M g— S i系合金板よ り もプレス成形性 (特に深絞り成形性， 張出し成形性， 曲げ加工性） を高めた A 1— M g _ S i系 合金板を提供するこ とにある。
上記課題を解決した本発明の A 1— M g— S i系合金板とは、 A 1— M g— S i系合金板の集合組織について、 少な く とも C u b e方位の方位密度をプレス成 形の種類に応じて制御することによ り、 該プレス成形に合わせて改善されたプレ ス成形性を与えたこ とを要旨とするものである。
具体的には、 ① C u b e方位の方位密度に対する S方位の方位密度の割合 （ S /C u e ) を 1以上と し、 C u b e方位の方位密度に対する G o s s方位の方 位密度の割合 （G o s s /C u b e ) を 0 . 3以下と し、 且つ結晶粒径を 8 0〃 m以下と して、 深絞り成形性を高めた A 1 — M g— S i系合金板 ； ② C u b e方 位密度を [Cube]と表し、 R W方位密度を [RW]と表し、 C R方位密度を [CR]と表し. B r a s s方位密度を [Brass] と表し、 G o s s方位密度を [Goss]と表し、 P P 方位密度を [PP]と表し、 C方位密度を [C] と表し、 S方位密度を [S] と表したと き、 下記式で求められる X の値が 0以上である集合組織を有することによ り張 出 し成形性を高めた A 1 - M - S i系合金板 ； ③下記式で求められる Yの値が 1 1以下である集合組織を有するこ とによ り プレス曲げ加工性を高めた A 1 - M g - S i系合金板が挙げられる。 X！ =0.02 [Cube]— 1.8 [RW] + 1.05 [CR] - 2.84[Brass]
-0.22[Goss]- 0.76 [PP]- 0.32 [C] - 1.49[S] +5.2 Y =0.66 [Cube] - 1.98[RW] + 2.26 [CR] + 4.48[Brass]
一 1.36[Goss] - 1.17[PP] + 1.67[C] +0.07[S] 上記②又は③の A 1 - M g - S i系合金板において、 結晶粒径が 8 0〃m以下 であるこ とが好ま しい。
また下記式で求められる X 2の値が 0以上となる集合組織を有する様に、 A 1 - M g - S i系合金板の集合組織を制御するこ とによ り、 優れた張出 し成形性を 有する A 1— M g— S i系合金板を得るこ とができる。
X 2 =0.38[Cube] + 0.76[CR]- 1.97 [ RW] - 0.42 [ Goss ] - 1.50
また、 C u b e方位密度を 5以上 15以下に制御すれば実ブレス成形性に優れ た A 1— M g— S i系合金板を得ることができ、 このとき平均結晶粒径を 30 m以下とするこ とが好ま しい。 なお、 本発明において実プレス成形性とは、 張出 し成形性と深絞り成形性を兼備する特性である。
本発明に好適な A 1— M g— S i合金の成分と しては、 M g : 0. 1〜 2 . 0 %、 S i ： 0. 1〜 2 . 0 %とするこ とが望ま し く、 合金成分と して、 更に F e ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、 M n : 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） C r ： 0 . 3 %以下 （ 0 %を含まない） 、 Z r ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まな い） 、 V ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） 、 T i ： 0. 1 %以下 （ 0 %を含ま ない） よ りなる群から選択される 1種以上を合計で 0. 0 1〜 1 . 5 %含有させ れば、 成形性を高めるこ とができ望ま しい。
また C u : 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、 A g : 0. 2 %以下 （ 0 %を含 まない） 、 Z n : 1. 0 %以下 （ 0 %を含まない） よ り なる群から選択される 1 種以上を合計で 0. 0 1 ~ 1 . 5 %含有させるか、 S nを 0. 2 %以下 （ 0 %を 含まない） 含有させれば、 焼付塗装時の時効硬化速度を高めるこ とができ望ま し い o 図面の簡単な説明
第 1図は、 集合組織の方位を示す説明図である。
第 2図は、 C u b e方位密度と実プレス成形性の関係を示すグラフである。 第 3図は、 結晶粒の微細化が実プレス成形性に与える影響を示すグラフである 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 A 1— M g— S i系合金について集合組織とプレス成形性の関 係について、 鋭意実験を重ねてきた。 その結果、 圧延後の A l—M g— S i系合 金板には、 種々の方位に集合組織が見られるが、 その集合組織の中にはプレス成 形性の向上に有効なものと、 悪影響があるもの、 さらには影響がないものがあり、 特定の集合組織を制御することがプレス成形性の向上に非常に有効であるこ とを 見出し、 本発明に想到した。
こ こでアルミニゥム合金板の集合組織について説明する と、 アルミニゥム合金 板の場合、 C u b e方位， C R方位， RW方位， G o s s方位， B r a s s方位: P P方位， C方位 （ C o p p e r方位） ， S方位に集合組織が発達することが知 られている （図 1参照） 。 これらの集合組織の体積分率が変化する と塑性異方性 が変化する。 集合組織のでき方は同じ結晶系の場合でも加工法によって異な り、 圧延による板材の集合組織の場合には、 圧延面と圧延方向で表されており、 圧延 面は {AB C} で表現され、 圧延方向は < D E F >で表現される （A, B , C , D， E , Fは整数） 。 かかる表現方法に基づいて、 各方位は以下のように示され る。
C u b e方位 { 0 0 1 } < 1 0 0 >
C R方位 { 0 0 1 } < 5 2 0 >
R W方位 { 0 0 1 } < 1 1 0 >
G o s s方位 { 0 1 1 } < 1 0 0 > B r a s s方位 { 0 1 1 } く 2 1 1 >
P P方位 { 0 1 1 } く 1 2 2 >
C方位 { 1 1 2 } < 1 1 1 >
S方位 { 1 2 3 } く 6 3 4 >
上記集合組織の方位密度とは、 ランダムな方位に対する各方位の強度を比率で 示したものであり、 本発明では基本的に、 これらの方位から ± 1 0度以内の方位 のずれは同一の方位因子に属するものと定義する。 ただし B r a s s方位と P P 方位に関しては ±8度以内の方位のずれは同一の方位因子に属するものと定義す る。
通常の A 1— M g— S i系合金板の集合組織はこれらの方位因子から成立して おり、 これらの構成比率が変化すると板材の塑性異方性が変化し、 プレス成形性 が良く も悪く もなる。 しかし、 少なく とも C u b e方位の方位密度をプレス成形 の種類に応じて制御することによ り、 優れたプレス成形性を達成することができ る。 具体的には、 張出し成形性， 深絞り成形性， プレス曲げ加工性に応じて集合 組織を制御するこ とが好ま しい。
尚、 方位分布密度の測定方法と しては、 通常の X線回折法を用いて、 最低 3面 (板の表面， 表面から厚み 1 / 4の部分， 板の厚さ方向の中心部の 3面） の完全 正極点図または不完全正極点図を測定し、 それから結晶粒方位分布関数を用いて 求めてもよいし、 或いは電子線回折法や S E M ( Scanning Electron Microsco py) — E C P (Electron Channeling Pattern ) 法， S E M— E B S P (Elec tron Back Scattered Pattern ) 法等によ り得られた測定データをも とに方 位密度を求めてもよい。 方位分布は板厚方向に変化しているため、 板厚方向に何 点か任意に採取し、 平均の値を求めるこ とが好ま しい。
以下、 プレス成形性の種類と集合組織， 結晶粒径， 合金組成， 製造条件との関 係について説明する。
( 1 ) 深絞り成形性と集合組織の関係 ここでいう深絞り成形性が優れるとは、 フランジ部での板の絞り込みが容易で 且つポンチで押し出し変形させたときのポンチの側部が破断しに く いこ とである 本発明者らは、 各集合組織因子が深絞り成形性に及ぼす影響を詳細に調査した 結果、 集合組織と して、 ① C u b e方位及び G o s s方位は深絞り性を低下させ るこ と、 ② S方位は深絞り性を向上させるこ と、 ③その他の方位の影響は無視で きることを見出した。
①〜③の知見に基づき、 C u b e方位の方位密度に対する S方位の方位密度の 割合 （ S/C u b e ) が 1以上であり、 かつ C u b e方位の方位密度に対する G o s s方位の方位密度の割合 （ G o s s /C u b e ) が 0. 3以下である時に深 絞り性が飛躍的に良くなる。
さ らに、 深絞り成形性については、 結晶粒径の影響が特に大き く、 結晶粒径に 関しては、 8 0 mを超えると成形時に粒界破壊などが発生しやす く なつて成形 性が低下することがわかった。
従って、 深絞り成形性に優れた A 1 - M g - S i系合金板は、 C u b e方位の 方位密度に対する S方位の方位密度の割合 （ S/C u b e ) が 1以上であ り、 C u b e方位の方位密度に対する G o s s方位の方位密度の割合 （G o s s / C u b e ) が 0. 3以下である集合組織を有 し、 且つ結晶粒径が 8 0〃m以下である c 好ま しい結晶粒径は 6 0〃 m以下である。
( 2 ) 張出し成形性と集合組織の関係
(ィ） 張出し成形性に優れる とは二軸応力下での割れ限界が高いこ とである。 こ の条件を満足するための支配因子は 3つあ り ， 塑性異方性が弱いこと， 加工硬化 能が高いこと， ひずみ速度感受性指数が高い値を示すことである。 集合組織が弱 いものが張出し成形性に優れることは従来からわかっていたこ とであるが、 圧延 で板を製造する場合、 完全に等方的なもの （換言する と集合組織が弱い） を得る ことは不可能で、 何らかの方位が強く なる。 本発明者らは集合組織を種々変化さ せた A 1— M g— S i系合金板の張出し成形性を評価し、 各集合組織因子が張出 し成形性に及ぼす影響を詳細に調査した結果、 C u b e方位密度を [Cube]と し、 R W方位密度を [RW]と し、 C R方位密度を [CR]と し、 B r a s s方位密度を [Bra ss] と し、 G o s s方位密度を [Goss]と し、 P P方位密度を [PP]と し、 C方位密 度を [C] と し、 S方位密度を [S] と して、 下記式で表される X の値が 0以上で ある集合組織を有する場合に張出し成形性を満足するこ とができるこ とを見い出 した。
X ！ =0.02 [Cube]— 1.8 [EW] + 1.05 [CR] - 2.84[Brass]
- 0.22 [Goss] - 0.76 [PP] -0.32 [C] 一 1.49[S] +5.2 更なる張出し成形性の向上のためには、 X の値が 1 以上が好ま しく、 2以上 が特に好ま しい。
尚、 結晶粒径は、 8 0 m以下が好ま しいとされる力 5、 張出 し成形性に関して は、 これは必ずしも絶対条件ではない。 好ま しい条件についてま とめると、 結晶 粒径の上限は、 粒界破壊防止の点から 8 0 〃m以下、 特に 6 0 m以下であるこ とが好ま しい。
(D) また、 集合組織における C u b e方位密度を [Cube]と表し、 また C R方位 密度， RW方位密度， G o s s方位密度を、 夫々 [CR]， [RW], [Goss]と表したと き、 下記式で求められる X 2の値が 0以上となる様な集合組織が得られれば、 張 出し成形性に優れた A 1 — M g— S i系合金板を得るこ とが可能である。
X 2 = 0.38 [Cube] + 0.76 [CR] - 1.97[RW] - 0.42 [Goss] - 1.50
この式は、 多数の実験データに基づいて得た回帰曲線を基に導出したものであ り、 C u b e方位及び C R方位の集合組織は、 張出し成形性の向上に非常に有効 であるが、 R W方位及び G o s s方位の集合組織は張出し成形性に悪影響を与え、 これら以外の方位 （例えば B r a s s方位， S方位， C o p p e r方位） の集合 組織は張出し成形性にさほど大きな影響を与えないという結果を定量的に表すも のである。
(ハ）更に、 実際のプレス成形の際には、 張出し成形性に加えて、 深絞り成形性の 要素が要求される。 よ り詳細に説明すれば、 張出し成形試験では、 短冊状の試験 片の両端を例えば 2 0 O kNの高い圧力でクランプし且つクランプ型には摺動を 防止する為の溝が形成されているので、 張出 し成形を行っても試験片の両端が成 形加工部に追随して流れ込むこ とはないが、 実際のプレス成形ではクランプ型と 板材の間で摺動があり、 深絞り性も要求される。 本発明者らは、 集合組織とプレ ス成形性の関係に関する研究を重ねる中で、 張出し性を高めるには、 C u b e方 位密度を高めるこ とが非常に有効であるが、 一方で C u b e方位密度を高める と 深絞り性に悪影響を及ぼすこ とを見出した （図 2参照） 。 従って、 実際のプレス 成形を行うにあたっては、 C u b e方位密度を適度な範囲で高めるこ とが重要で ある。 すなわち、 張出し成形性を向上させる という観点から C u b e方位密度の 下限は 5 とするこ とが望ま しく、 8以上であればよ り望ま しい。 一方、 C u b e 方位密度が高すぎると、 強度が低下し、 板材の流れ込み （摺動） がある場合の張 出し性を劣化させるので （深絞り性を劣化させる） ので、 C u b e方位密度の上 限は 1 5 とするこ とが望ま しく、 12以下がよ り望ま しい。
さ らに、 張出し成形性と深絞り成形性を同時に満足する実プレス成形性は、 結 晶粒を微細化することによる強度上昇で向上するものであ り （図 3参照） 、 平均 結晶粒径を 30 m以下とすることが望ま し く、 25 //m以下とすればよ り望ま し い
( 3 ) プレス曲げ加工性と集合組織の関係
プレス曲げ加工性に優れるとは、 曲げモーメ ン トをかけた状態でプレス したと きの湾曲部の外部に 「サケキズ」 が発生しに くいことをいう。
更に、 本発明者らは集合組織を種々変化させた A l — M g— S i系合金板の曲 げ加工性を形性を評価し、 各集合組織因子が曲げ加工性に及ぼす影響を詳細に調 査した結果、 C u b e方位密度を [Cube]と し、 R W方位密度を [RW]と し、 C R方 位密度を [CR]と し、 B r a s s方位密度を [Brass] と し、 G o s s方位密度を [G oss]と し、 P P方位密度を [PP]と し、 C方位密度を [C] と し、 S方位密度を [S] と して、 下記式で表される Yの値が 1 1以下である集合組織を有する ときに曲げ 加工性を満足できるこ とを見い出した。
Y =0.66 [Cube] - 1.98 [RW] + 2.26 [CR] + 4.48 [Brass]
一 1.36[Goss]— 1.17[PP] + 1.67[C] +0.07[S]
更なる曲げ加工性の向上のためには、 Yの値が 1 0以下であるこ とが好ま しい, 尚、 結晶粒径は 8 0 m以下が好ま しいとされるが、 プレス曲げ加工性に関し ては、 張出し成形性の場合と同様に、 必ずしも絶対条件ではない。 好ま しい条件 についてまとめる と、 結晶粒径の上限は、 粒界破壊防止の点から 8 0 以下、 特に 6 0 m以下であることが好ま しい。
( 4 ) 化学組成について
本発明の A 1— M g— S i合金は、 一般に J I S 6 0 0 0系に属するもので、 上記集合組織の条件を満足するものであれば、 プレス成形性を満足するこ とがで きるが、 その合金組成は、 プレス成形性の種類に拘わらず、 以下の数値範囲が好 ま しい。
M g ： 0. 1〜 2. 0 %、
S i ： 0. 1〜 2. 0 %、
M gは強度および延性の向上にも寄与する固溶強化元素である。 M gと S iは、 G . P . ゾーンと称される M g 2 S i組成の集合体 （クラスタ一） 又は中間相を 形成し、 ベ一キング処理 （焼付塗装） による高強度化に寄与する元素であ り、 M g及び S i共に、 0. 1 %以上必要であ り、 0. 4 %以上であると望ま しい。 但 し、 多過ぎるとべ一キング処理時にかえって強度が劣化するので、 M g及び S i 共に、 2. 0 %以下とすべきであり、 1 . 5 %以下であると望ま しい。
F e ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない）
M n ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない）
C r ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない）
Z r ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） V : 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない）
T i ： 0. 1 %以下 （ 0 %を含まない）
これらの元素は、 A 1 — M g— S i系合金板を連鍩法で製造する場合に、 結晶 粒を微細化する効果を有する。 従ってこれらの元素 1種以上を添加すれば、 粒界 破壊を起こ しに く く することができ、 よ り成形性を高めるこ とができる。 また、 これらの元素は均質化処理の間や熱間圧延中に析出物を多く形成する。 これらの 析出物は、 再結晶方位の優先核生成サイ ト と して働き、 好適な集合組織を形成す るためにも有効である。 しかし、 上限値を超えて各元素を含有させる と、 A 1 と これらの元素との間で粗大な化合物が生成し破壊の起点とな り却って成形性を悪 化させるため、 上記上限値以下の添加とするこ とが望ま しい。 よ り望ま しい添加 量は、 M nが 0. 6 %以下、 C rが 0. 2 %以下、 Z rが 0. 2 %以下、 Vが 0. 2 %以下、 T iが 0. 0 5 %以下である。 尚、 これらの元素は合計量では 0. 0 1 %以上 1 . 5 %以下とするこ とが望ま しい。
尚、 本発明においては、 資源の有効利用や低コス ト化の観点から、 A 1スクラ ップ材を原料と して板材を製造してもよ く、 この場合 F eは不可避的に多量に含 まれる。 F eは、 F e系晶出物 [ひ- AlFeSi, ?- AlFeSi, Al2Fe, Al2(Fe,Mn), A
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等] を形成し、 結晶粒の微細化効果および再結晶方位 の優先核生成サイ ト と して働く元素であ り、 少な過ぎると、 結晶粒微細化効果が 得られないと共に、 所望の集合組織の形成を阻害するので、 0 . 1 %以上とする ことが必要であり、 0. 3 %よ り多ければ望ま しい。 一方、 多過ぎても、 粗大な 晶出物が形成され、 これが破壊の起点となると共に所望の集合組織の形成を阻害 し、 成形性が著し く劣化するので、 1 . 5 %以下とするこ とが必要であり、 1 . 0 %以下であると望ま しい。 尚、 本発明によれば、 A 1スクラ ップ材を原料と し て、 F e含有量が 0. 3 %を超えている A 1—M g— S i系合金板や 0. 6 %を 超えている A 1— M g— S i系合金板においても優れた張出 し成形性が得られる c
C u ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） A g ： 0. 2 %以下 （ 0 %を含まない）
Z n ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない）
ベ一キング時の時効硬化速度を向上させる元素であ り、 上限値を超える と、 粗 大な化合物を形成して成形性が劣化するので、 上記上限値以下の添加とすること が望ま しい。 よ り望ま しい添加量は、 。 \1が 0. 6 %以下、 八 が 0 . 1 %以下- Z nが 0. 6 %以下である。 また、 これらの元素は合計量では 0. 0 1 %以上 1 5 %以下とするこ とが望ま しい。
S n ： 0. 2 %以下 （ 0 %を含まない）
S nは、 ベ一キング前の室温時効を抑制し、 ベ一キング時の時効を促進する元 素であり、 多過ぎると粗大な化合物を形成して成形性が劣化するので 0. 2 %以 下とするこ とが望ま しく、 0. 1 %以下である とよ り望ま しい。
( 5 ) 集合組織と製造条件
本発明の A 1— M g— S i系合金板は、 铸造， 均質化熱処理， 熱間圧延， 冷間 圧延， 最終焼鈍の工程を経て製造されるが、 化学組成や各工程の設定条件によ り、 得られる集合組織は変わるので、 一連の製造工程と して、 総合的に条件を選択し て、 目的とする集合組織を得られればよい。 よって、 各工程における製造条件は、 特に限定しない。
具体的には、 錶造は、 一般に A 1系合金で行われている铸造方法であればよ く、 連続铸造が一般的である。
铸造後、 均質化熱処理を施すが、 Mn， C r , F e， Z r , V等の遷移金属を 添加する場合には、 析出物を所望の形態に制御するこ とが重要である。 これらの 析出物は再結晶方位の優先核生成サイ ト と して働き、 どのような集合組織が形成 されるかを支配するからである。 またこれらの析出物は結晶粒径をも支配し、 成 形割れ限界を大き く左右する。 従って最適均質化熱処理条件は、 M n , C r， F e , Z r， V等の遷移金属の種類、 添加量に応じて適宜選択する必要がある。 均質化熱処理工程の後に行なう熱間圧延工程や冷間圧延工程の最適条件は、 均 質化熱処理で形成される析出物の形態によって変化するので適宜選択するこ とが 好ま しい。 また、 熱間圧延及び冷間圧延における温度， 圧下率、 及びその組み合 わせは適宜選択できるが、 一般に、 熱間圧延は 3 0 0 ~ 5 5 0 程度で行ない、 冷間圧延は室温〜 1 5 0 °C程度で行ない、 各圧延工程の最終パス圧下率や最終冷 延率は 1 0〜 9 5 %程度とするこ とが好ま しい。 さ らに、 熱間圧延後、 冷間圧延 を行なう前に荒鈍、 即ち熱延時に生じた不均一組織に焼鈍を施して再結晶させる ことによって均一組織にしてもよいし、 冷間圧延の途中で中間焼鈍を行なっても よい。 熱間圧延後に荒鈍を行なう場合と行なわない場合、 冷間圧延の途中で中間 焼鈍を行なう場合と行なわない場合では、 最適な圧延条件は異なる。 よって、 荒 鈍， 中間焼鈍、 さ らにこれらの焼鈍処理条件に応じて、 圧延条件を選択すること が好ま しい。 尚、 最終冷延率とは、 冷間圧延工程の途中で中間焼鈍を行なった場 合は中間焼鈍から最終厚みまでの圧下率をいい、 中間焼鈍を行なわない場合は冷 間圧延率に該当する。
冷間圧延後に最終熱処理 （溶体化処理） を行なう。 溶体化処理は、 処理温度 (特に限定しないが、 一般に 5 0 0 〜 5 8 0 °C ) まで 1段で急速に加熱してもよ いし、 徐加熱後、 急速に処理温度まで加熱するという 2段階加熱によってもよい ( また、 処理温度における保持時間も適宜選択でき、 これらの溶体化処理条件によ つても、 集合組織は変化する。 また、 溶体化処理後、 水冷するか、 空冷するかに ついても、 合金組成， 圧延条件， 溶体化処理条件等に応じて適宜選択する。
以上のように、 均質化熱処理条件， 圧延条件， 荒鈍条件， 溶体化処理条件など を複合的に制御することによって、 最適な集合組織を形成するこ とができ、 プレ ス成形性を大き く向上させるこ とができる。 従って、 これらの製造条件は、 個々 には従来の製造条件とオーバーラ ップするものもあるが、 一連の製造工程と して は特殊な組み合わせを行うこ とで要求される成形性に好適な集合組織を得ること ができる。
ただし、 傾向と しては、 最終冷間圧延率が 3 0 %以下と低い時には深絞り成形 性に優れた集合組織を得るこ とが容易であ り、 最終冷間圧延率が 5 0 %程度の時 には張出し成形性に優れた集合組織を得るこ とが容易であり、 最終冷間圧延率が 7 0 %以上と高い時には曲げ加工性に優れた集合組織を得るこ とが容易である。 また、 深絞り成形性に優れた集合組織は、 冷間圧延の途中で焼鈍を行なうこ とが 効果的である。 尚、 最終冷間圧延率とは、 冷間圧延の途中で焼鈍を行なった場合 に焼鈍後行なう圧延率をいい、 途中で焼鈍を行なわない場合には冷間圧延率が最 終冷間圧延率となる。
以下実施例によって本発明をさ らに詳述するが、 下記実施例は本発明を制限す るものではな く、 前 · 後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施するこ とは全て本 発明の技術範囲に包含される。
まず、 下記実施例で用いた評価方法及び測定方法について説明する。
〔評価方法， 測定方法〕
①集合組織の測定
溶体化処理後の板の表面， 表面から厚み 1 /4の部分， 板の厚み方向の中心部 の 3面について、 通常の X線回折法でターゲッ トは C uを用い、 管電圧 5 0 kV、 管電流 2 0 0 mAの条件で、 （ 1 0 0 ) , ( 1 1 0 ) , ( 1 1 1 ) 完全正極点図 を測定し、 それから結晶方位分布関数を用いて各面における各方位の方位密度を 計算し、 それらの平均をとつて板材全体の方位密度を求めた。
②結晶粒径の測定
板厚長手方向の切断面を顕微鏡観察又は写真に し、 既知の長さの線分によって 完全に切られた結晶粒の数をかそえ、 その切断長さの平均値を求めて、 結晶粒径 と した。
③深絞り成形性 （角筒絞り試験）
厚み l mmで、 1辺が 9 0 mmの方形状の板材の周辺を強く押えて、 一辺が 4 0 mmの角筒型パンチで板材が割れるまで深絞り変形を行ない、 板材が割れると きの深絞り高さ （mm) を測定した。 絞り高さが高い程、 深絞り成形性に優れて いるこ とを示し、 1 3. 3 mm以上であれば、 要求を満足できる。
尚、 深絞り成形において、 潤滑材と してはミネラルオイルを用いた。
④張出し成形性 （ L D H。試験）
厚み l mmの板材を、 長さ 1 8 0 mm, 幅 1 1 0 mmの試験片に切り、 直径 1 0 1 . 6 mmの球状張出しパンチを用い、 潤滑剤と して R— 3 0 3 Pを用いて、 しわ押え圧力 2 0 0 kN、 パンチ速度 4 mm/ sで張出し成形し、 試験片が割れ る ときの高さ （mm) を求めた。
割れ限界高さが大きい程、 張出し成形性に優れているこ とを意味し、 要求され る張出し成形性を満足するためには 2 7. 5 mm超、 好ま しく は 2 9 m m以上で あればよい。
⑤曲げ加工性 （ 1 8 0 ° 密着曲げ試験）
J I S Z 2 2 4 8に規定されている曲げ試験において、 1 8 0 ° 曲げ密着さ せた。 湾曲部の外部の 「サケキズ」 の有無を目視で判定した。 「サケキズ」 が認 められない場合を良好と し、 認められた場合を不良と した。
以下、 プレス成形性を高めた A 1—M g— S i系合金のうち、 特に深絞り性を 高めた A 1— M g— S i系合金， 張出し成形性を高めた A 1— M g— S i系合金: 曲げ加工性を高めた A 1 - M g - S i系合金の順に、 具体的な実施例に基づいて 説明するが、 本発明の A 1—M g— S i系合金は、 以下の実施例に限定されるも のではない。
尚、 以下に示す表中、 均質化熱処理及び中間焼鈍の欄における （A ： B ) の表 示は、 A °Cで B時間保持したこ とを示す。
〔深絞り成形性に優れる A 1— M g— S i系合金〕
実施例 1
A 1 - 0. 6 %M g - 1 . 2 % S i合金 （以下、 本実施例において 「ベース合 金」 といい、 表 1中、 F l , F 2 , F 9 , F 1 0が該当する） 、 A 1— 0. 6 % M g - 1 . 2 % S i - 0. 2 %M n合金 （以下、 本実施例において 「M n添加合 金」 といい、 表 1 中、 F 3〜 5， F l l ~ 1 3が該当する） 、 A 1 — 0 · 6 % M g - 1 · 2 % S i - 0 . 2 % F e合金 （以下、 本実施例において 「 F e添加合 金」 といい、 表 1 中、 F 6〜 8， F 1 4〜 1 6が該当する） 用いて、 厚み 5 0 0 m mの板材を铸造し、 表 1 に示す均質加熱処理を施した。
均質化熱処理温度から熱間粗圧延を して厚み 3 0 m mの板材と し、 続いて熱間 仕上げ圧延によ り厚み 5 mmの板材と した。 粗圧延における最終パス圧下率は 7 0 %と した。 仕上げ圧延の開始温度は、 表 1 に示す通りである。 荒鈍 （ 4 8 0 °C で 2分間保持） を施した後、 冷間圧延を して、 厚み l m mの板材を得た。 冷間圧 延時に行なう中間焼鈍の位置を変化させることによ り、 最終冷間圧延率を変化さ せた。 ここで、 最終冷間圧延率とは、 中間焼鈍を行なった時点の厚みから、 最終 的に得られる厚み 1 m mまでに行なった圧延率をいう。 冷間圧延によ り得られた 厚み 1 mmの板材を溶体化処理した。
ここで、 上記一連の製造方法において、 均質化処理条件， 仕上げ圧延開始温度 最終冷間圧延率， 中間焼鈍の条件， 溶体化処理条件を表 1 に示すように変化させ るこ とによ り、 集合組織及び結晶粒径を変化させた F 1 ~ 1 6材を得た。
集合組織は、 C u b e方位， R W方位， C R方位， B r a s s方位， G o s s 方位， P P方位， C方位， S方位の各方位密度を測定し、 深絞り性に関係ある C u b e方位密度に対する S方位密度の割合 （ S / C u b e ) , C u b e方位密度 に対する G o s s方位密度の割合 （ G o s s / C u b e ) を算出した。 得られた F 1〜 1 6材について、 角筒絞り試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 1 に示す (
表 1 合 金 組 成 （％) 製造条 集合組; 結晶 圣 絞リ咼
No g Si Mn Fe Al 均 Κ化処理 仕上げ開始 中 iyi焼鈍 S終冷延率 溶体化処理 S/Cube Gossノ Cube ( μ m) (mm)
CO (%)
F1 0.6 1.2 0 0 550:4h 400 200 1h 17 550:30 1.5 0.1 65 13.8
F2 0.6 1.2 0 0残部 550:4h 400 200 1h 30 550:30ε 1.2 0.2 52 13.5
F3 0.6 1.2 0.2 0残部 555; 24h 410 200 1h 10 550:30Ε 2.2 0.2 51 13.8
F4 0.6 1.2 0.2 0残部 555;24h 410 400 1h 17 550:30ε 1.0 0.3 38 13.4
F5 0.6 1.2 0.2 0残部 555;24h 410 200 1h 30 550:30ε 1.0 0.2 49 13.5
F6 0.6 1.2 0 0.2残部 560: 18h 415 200 1h 17 550:30ε 2.1 0.2 56 13J
Fフ 0.6 1.2 0 0.2残部 560:18h 415 200 1h 30 55.0:30s 1.8 0.1 5フ 13J
F8 0.6 1.2 0 0.2残部 560: 18h 415 400 1h 30 550:30ε 1.0 0.3 46 13.4
F9 0.6 1.2 0 0 550:4h 400 200 1h 50 550:30ε 0.9 0.3 42 13.2
F10 0.6 1.2 0 0残部 550:4h 400 200 1h 8 550:30ε 0.5 0.5 30 119
F11 0.6 1.2 0.2 0残部 555;24h 410 200 1h 9 550: 1h 1.1 0.2 98 13.1
F12 0.6 1.2 0.2 0残部 555;24h 410 200 1h 50 550:30s 1.0 0.4 49 13.0
F13 0.6 1.2 0.2 0残部 555;24h 410 200 1h 70 550:30ε 0.7 0.5 47 12J
F14 0.6 1.2 0 0.2残部 560: 18h 415 400 1h 5 550:30s 1.2 0.2 140 13.1
F15 0.6 1.2 0 0.2残部 560: 18h 415 200 1h 35 550:1h 1.0 0.3 120 13.0
F16 0.6 1.2 0 0.2残部 560: 18h 415 200 1h 70 550:30ε 0.4 0.6 63 12.5
表 1から、 S/ C u b eが 1 . 0未満、 又は G o s s /C u b eが 0. 3超の 合金 （F 9 , 1 0， 1 2 , 1 3， 1 5 , 1 6 ) は、 絞り高さが 1 3. 4 mm未満 であった。 また、 3ノ0 1 13 6が 1 . 0未満、 又は G o s s/C u b eが 0. 3 超の合金であっても、 結晶粒径が 8 0〃m超の合金 （ F 1 1 ) は、 絞り高さが 1 3. 4未満で、 深絞り成形性を満足できない。 一方、 S / C u b eが 1 . 0以上 で G o s s /C u b eが 0. 3以下で、 結晶粒径が 8 0 zm以下の合金 （ F l〜 8 ) は、 絞り高さが 1 3 . 4 mm以上で、 深絞り成形性を満足していた。
実施例 2
表 2の組成を有する A 1— M g— S i系合金 （A 1— M g— S i合金 F 2 1， 3 1 と、 Mn， F e , C r , Z r , V, T iの少なく ともいずれか 1種を含有す る A l— M g— S i系合金 F 2 2〜 3 0 , 3 2〜 3 8 ) について、 製造条件 （均 質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 中間焼鈍条件， 最終冷延率， 溶体化 処理条件） を表 2に示すように変えた以外は実施例 1の場合と同様にして、 表 2 に示すような集合組織及び結晶粒径を有する合金板 F 2 1〜 3 8を得た。
得られた合金板について、 角筒絞り試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 2に示す <
表 2 口 金 組 成 (%) 製造条件 集合組織 結晶粒径絞り高さ
No Mg Si Mn Fe Cr Zr V Ti Al 均質化処理仕上げ閒^ 中間焼飩 δ終冷延率溶体化 s/ Goss/ ( β m) (mm)
CO (%) 処理 Cube Cube
F21 1.5 1.5 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:8h 390 200 1h 17 30s 1.8 0.2 60 13.6
F22 1.0 0.6 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.03 残部 530:8h 380 200 1h 17 30s 1.2 0.3 73 13.4
F23 0.3 0.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.10 残部 535:24卜 405 200 1h 30 30s 1.0 0.3 80 13.3
F24 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.05 0.0 0.0 残部 560:24卜 410 200 1h 17 30s 2.2 0.2 48 13.9
F25 0.6 1.2 0.0 0.1 0.3 0.0 0.05 0.0 残部 555: 16 400 400 1h 17 30s 1.3 0.2 41 13.5
F26 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.30 0.0 0.0 残部 550:12ト 400 400 1h 17 30s 1.4 0.2 40 13.5
F27 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.0 0.30 0.0 残部 560:24卜 420 200 1h 30 30s 1.8 0.1 55 13.7
F28 0.6 1.2 0.0 1.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:8h 395 200 1h 17 30s 2.0 0.3 40 13.6
F29 0.6 1.2 1.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 555:24卜 390 400 1h 30 30s 1.1 0.3 30 13.4
F30 0.6 1.2 0.1 0.1 0.1 0.0 0.0 0.0 残部 545:24卜 405 200 1h 17 30s 2.3 0.1 44 13.9
F31 1.6 1.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 410 200 1h 17 30s 1.8 0.4 58 13.0
F32 1.0 1.6 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 400 200 1h 17 30s 0.9 0.3 57 12.6
F33 0.6 1.2 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 385 400 1h 30 30s 0.9 0.4 31 12.0
F34 0.6 1.2 0.0 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 405 200 1h 17 30s 1.5 0.4 30 11.5
F35 0.6 1.2 0.0 0.0 0.4 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 390 200 1h 17 30s 0.9 0.5 27 10.5
F36 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.40 0.0 0.0 残部 550:4h 395 200 1h 17 30s 0.8 0.4 26 10.1
F3フ 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.0 .0.40 0.0 残部 550:4h 390 200 1h 17 30s 0.8 0.5 24 10.2
F38 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.15 残部 550:4h 400 200 1h 17 30s 0.8 0.5 36 9.9
表 2から、 M n , F e , C r , Z r , V, T iの少な く ともいずれか 1種を所 定範囲内で含有する合金組成で、 S/C u b e及び G o s s/C u b eの割合が 本発明の範囲で、 且つ結晶粒径が 8 0〃m以下の合金 （ F 2 1 ~ 3 0 ) は、 絞り 高さが 1 3. 4 mm以上で、 深絞り成形性に優れている。
実施例 3
表 3の組成を有する A 1— M g— S i系合金 （Mn， F e， C r , Z r , V及 び T iの少な く ともいずれか 1種を含有する A 1— M g— S i系合金に G P促進 元素 （ C u , A g , Ζ η及び S nの少な く とも 1種） を含有する合金） について. 製造条件 （均質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 中間焼鈍条件， 最終冷 延率， 溶体化処理条件） を表 2に示すように変えた以外は実施例 1の場合と'同様 に して、 表 3に示すような集合組織及び結晶粒径を有する合金板 F 4 1〜 5 5を 得た。
得られた合金板について、 角筒絞り試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 3に示す <
表 3 口 金 組 成 (%) 製造条件 集合組織 結晶粒径絞り高さ
No Mg Si n Fe Cr Zr Ti GP Al 均 g化処理仕上げ開始 中間焼鈍 S終冷延率溶体化 s/ Goss/ ( μ m) (mm)
V 促進元素 (¾) (%) 処理 Cube Cube
F41 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu: 1. 0 残部 530: 375 200 1h 17 30s 2.0 0.2 44 13.7
F42 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Gu:0. 5 残部 530: 12卜 380 200 1h 17 30s 2.0 0.1 47 13.5
F43 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0. 2 残部 550:24卜 400 400 1h 17 30s 1.2 0.3 40 13.4
F44 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0. 1 残部 550:24卜 390 400 1h 17 30s 1.2 0.3 40 13.4
F45 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn: 1. 0 残部 545:8h 390 200 1h 30 30s 1.0 0.2 37 13.5
F46 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn:0. 5 残部 545:8h 385 200 1h 30 30s 1.4 0.3 39 13.4
F47 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 Ti:0.05 Sn:0. 2 残部 540:16卜 405 200 1h 17 30s 1.8 0.1 41 13.5
F48 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 V:0. 1 Sn:0. 1 残部 540: 16h 400 200 1h 17 30s 1.8 0.1 41 13.6
F49 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu: 1. 1 残部 550:4h 410 200 1h 17 30s 2.0 0.2 41 12.9
F50 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Ag:0. 3 残部 550:4h 415 400 1h 17 30s 1.1 0.3 39 12.8
F51 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Zn: 1. 1 残部 550:4h 410 200 1h 30 30s 0.9 0.2 35 12.9
F52 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Sn:0. 3 残部 550:4h 400 200 1h 17 30s 1.8 0.1 39 13.0
F53 0.6 1.2 1.1 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu:0. 5 残部 550:4 400 200 1h 17 30s 1.7 0.2 43 13.1
F54 0.6 1.6 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Ag:0. 2 残部 550:4h 390 400 1h 30 30s 1.3 0.4 44 12.9
Sn:0. 1
F55 1.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Zn:0. 5 残部 550:4h 405 400 1h 30 30s 0.8 0.4 57 12.7
表 3から、 M n， F e， C r , Z r , V， T iの少な く ともいずれか 1種及び G P促進元素を所定範囲内で含有する合金組成で、 S/C u b e及び G o s s / C u b eの割合が本発明の範囲で、 且つ結晶粒径が 8 0 /m以下の合金 （ F 4 1 〜 4 8 ) は、 絞り高さが 1 3. 4 mm以上で、 深絞り成形性に優れている。
〔張出 し成形性に優れる A l— M g— S i系合金〕
実施例 4
ベース合金 （表 4中、 H I , H 2 , H 9 , H I 0が該当する） 、 Mn添加合金 (表 4中、 H 3 ~ 5 , H I 1〜 1 3が該当する） 、 F e添加合金 （表 4中、 H 6 〜 8 , H 1 4〜 1 6が該当する） 用いて、 厚み 5 0 0 mmの板材を錶造し、 表 1 に示す均質加熱処理を施した。
均質化熱処理温度から熱間粗圧延を して厚み 3 0 mmの板材と し、 続いて熱間 仕上げ圧延によ り厚み 1 0〜 1 . 5 mmの板材と した。 続いて、 冷間圧延を して、 厚み l mmの板材を得た。 冷間圧延によ り得られた厚み l mmの板材を、 5 5 0 °Cで一定時間保持する という溶体処理を して、 表 4に示す集合組織及び結晶粒 径を有する板材 H 1〜 1 6を得た。
上記一連の製造方法において、 仕上げ圧延開始温度， 冷間圧延率， 溶体化処理 条件を表 4に示すように変化させることによ り、 集合組織及び結晶粒径を変化さ せた。 最終冷間圧延率は、 熱間仕上げ圧延によ り得られる板材の厚みを変えるこ とによ り変化させた。 また、 溶体化処理条件は、 溶体化処理温度 （ 5 5 0 °C) ま での加熱方法及び保持時間を表 4に示すように変えた。 表中、 溶体化処理におい て 「急速」 とあるのは、 急速加熱 （ 1 0 0 0 °C/m i n) のことであ り、 「 2 段」 とあるのは、 3 0 0 °Cまで徐加熱 （ 4 0 °C/ h ) し、 3 0 0 °Cで 1時間保持 した後、 5 5 0 まで急速加熱 （ 1 0 0 0 °C/m i n) したこ とを意味する。 溶 体化処理後、 水中で焼入れした。
集合組織は、 C u b e方位， RW方位， C R方位， B r a s s方位， G o s s 方位， P P方位， C方位， S方位の各方位密度を測定し、 X値を算出 した。 H 1 〜 1 6 について、 張出し試験を行い、 割れ限界高さを測定した。 測定結果 を、 製造方法 （最終冷間圧延率， 溶体化処理温度及び保持時間， 加熱速度） 、 結 晶粒径及び集合組織とともに表 4に示す。
表 4
Figure imgf000025_0001
表 4よ り、 X値が 0以上の場合には、 割れ限界高さは、 2 7. 5 mm超であり 一方、 X値が 0未満の場合には、 割れ限界高さは 2 7. 5 m m以下と小さ く なつ た。 さらに、 X値が 2. 4以上のときには、 割れ限界高さを 2 9. 5 mm以上と するこ とができる。
実施例 5
表 5の組成を有する A 1 - M g - S i系合金 （A l— M g— S i系合金 H 2 1 3 1 と、 Mn , F e， C r , Z r , V, T iの少なく ともいずれか 1種を含有す る A l— M g— S i系合金 H 2 2 ~ 3 0 , 3 2〜 3 8 ) について、 製造条件 （均 質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 最終冷延率， 溶体化処理条件） を表 5に示すように変えた以外は実施例 1の場合と同様に して、 表 5に示すような集 合組織及び結晶粒径を有する合金板 H 2 1〜 3 8を得た。
得られた合金板について、 L D H。試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 5に示す,
表 5
Figure imgf000027_0001
表 5 よ り、 X値が 0以上の場合には、 割れ限界高さは、 2 7 . 5 mm超であり 一方、 X値が 0未満の場合には、 割れ限界高さは 2 7 . 5 m m以下と小さ く なつ た。 さ らに、 X値が 2 . 5以上のときには、 割れ限界高さを 2 9 . 5 mm以上と することができる。
実施例 6
表 6の組成を有する A 1 — M g— S i系合金 [M n， F e , C r , Z r , V及 び T iの少な く ともいずれか 1種を含有する A 1 — M g— S i系合金に G P促進 元素 （ C u， A g , Ζ η及び S nの少な く とも 1種） を含有する合金] について. 製造条件 （均質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 最終冷延率， 溶体化処 理条件） を表 6に示すように変えた以外は実施例 4の場合と同様にして、 表 6 に 示すような集合組織及び結晶粒径を有する合金板 H 4 1〜 5 5 を得た。
得られた合金板について、 L D H。試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 6 に示す,
表 6 金 組 成 (%) 製 造 条 件 集合組转結晶粒径割れ限界离さ
No Mg Si n Fe Cr Zr Ti、 V GP Al 均質化処理 仕上げ開始 S終冷延率 溶休化処理 X値 μ m (mm) 促進元素 (°C) (%)
H41 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu: 1.0 残部 530: 12h 380 80 急 ¾ 30s 3.6 41 30.4
H42 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu:0.5 残部 530: 12h 400 80 急速 30ε 3.1 43 30.1
H43 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0.2 残部 550:24h 350 70 2段 20s 2.7 52 29.7
H44 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0. 1 残部 550:24h 360 70 2段 20s 2.8 56 29.9
H45 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn: 1.0 残部 545:8h 420 90 2段 30s 4.3 50 31.1
H46 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn:0. 5 残部 545:8h 410 90 2段 30s 4.0 53 30.7
H47 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 Tl:0.05 Sn:0.2 残部 540: 16h 300 50 2段 30s 3.6 48 30.5
H48 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 V:0. 10 Sn:0. 1 残部 540: 16h 320 50 2段 30s 3.2 48 30.3
H49 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu: 1. 1 残部 550:4h 450 33 急速 30s - 3.5 47 24.1
H50 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Ag:0.3 残部 550:4h 470 60 2段 20s - 2.0 51 25.0
H51 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 < Z ωn: 1. 1 残部 550:4h 440 60 2段 30s - 3.5 51 23.9
H52 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Sn:0.3 残部 550:4h 450 50 2段 30s 一 1.6 50 25.7
H53 0.6 1.2 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 Cu:0.5 残部 550 :4h 480 33 急速 30s - 2.2 51 25.1
H54 0.6 1.6 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 M C 残部 550:4h 475 50 急速 30s -2.8 77 24.4
H55 1.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Zn:0.5 残部 550:4h 460 50 急速 30ε -3.6 71 24.0
表 6よ り、 X値が 0以上の場合には、 割れ限界高さは、 2 7 . 5 mm超であり 一方、 X値が 0未満の場合には、 割れ限界高さは 2 7. 5 m m以下と小さ く なつ た。 さ らに、 X値が 2. 5以上のときには、 割れ限界高さを 2 9. 5 mm以上と することができる。
〔曲げ加工性に優れる A 1 - M g - S i系合金〕
実施例 7
ベース合金 （表 7中、 M l， M 2 , M 9 , M 1 0が該当する） 、 M n添加合 (表 7中、 M 3 ~ 5 , M 1 1〜 1 3が該当する） 、 F e添加合金 （表 7中、 M 6 〜 8， M l 4〜 1 6が該当する） 用いて、 厚み 5 0 0 mmの板材を铸造し、 表 7 に示す均質加熱処理を施した。
均質化熱処理温度から熱間粗圧延を して厚み 3 0 mmの板材と し、 続いて熱間 仕上げ圧延によ り厚み 1 0〜 1 . 5 mmの板材と した。 続いて、 冷間圧延を して. 厚み 1 mmの板材を得た。 冷間圧延によ り得られた厚み 1 mmの板材を、 5 5 0 °Cで一定時間保持するという溶体化処理をして、 表 7に示す集合組織及び結晶 粒径を有する板材 M 1 ~ 1 6を得た。
上記一連の製造方法において、 仕上げ圧延開始温度， 冷間圧延率， 溶体化処理 条件を表 7に示すように変化させるこ とによ り、 集合組織及び結晶粒径を変化さ せた。 最終冷間圧延率は、 熱間仕上げ圧延によ り得られる板材の厚みを変えるこ とによ り変化させた。 また、 溶体化処理は、 溶体化処理温度 （ 5 5 0 °C) までの 加熱方法及び保持時間を表 7に示すよう に変えた。 表中、 溶体化処理において 「急速」 とあるのは、 急速加熱 （ 1 0 0 0 °C/m i n) のこ とであ り、 「 2段」 とあるのは、 3 0 0 °Cまで徐加熱 （ 4 0 °C/h) して、 3 0 0 °Cで 1時間保持し た後、 5 5 0 °Cまで急速加熱 （ 1 0 0 0 °C/m i n) したこ とを意味する。 溶体 化処理後、 水中で焼入れした。
集合組織は、 C u b e方位， RW方位， C R方位， B r a s s方位， G o s s 方位， P P方位， C方位， S方位の各方位密度を測定し、 Y値を算出した。 M 1 〜 1 6 について、 張出し試験を行い、 割れ限界高さを測定した。 測定結果 を、 製造方法 （最終冷間圧延率， 溶体化処理温度及び保持時間、 加熱速度） 、 結 晶粒径及び集合組織とともに表 7 に示す。
表 7
Figure imgf000032_0001
表 7から、 Y値が 1 1 . 0以下の場合には曲げ加工性は良好であり、 Υ値が 1 1 . 0超の場合には曲げ加工性不良であった。
実施例 8
表 8の組成を有する A 1— M g— S i系合金 （A 1— M g— S i合金 M 2 1 , 3 1 と、 M n， F e , C r， Z r , V， T iの少な く ともいずれか 1種を含有す る A 1— M g— S i系合金 M 2 2〜 3 0 , 3 2〜 3 8 ) について、 製造条件 （均 質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 最終冷延率， 溶体化処理条件） を表 8に示すように変えた以外は実施例 7の場合と同様に して、 表 8に示すような集 合組織及び結晶粒径を有する合金板 M 2 1〜 3 8を得た。
得られた合金板について、 曲げ加工性試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 8に示す,
表 8
"1 i§ 1― (%) 条 件 集合組 ί 結晶粒径曲げ加工性
No Si Mn Fe Cr Zr v Ti Al 化 «1理 仕上げ P?fl始 s終冷延率 ' 体化処理 Y値 μ m
(°C) %
M21 1.5 1.5 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 550:8h 420 90 急速 30s 10.8 62 〇 22 1.0 0.6 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.03 残部 530:8h 420 80 急速 30ε 10.7 67 o 23 0.3 0.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.10 残部 535:24h 440 90 急速 30s 11.0 70 〇 24 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.05 0.0 0.0 残部 560:24h 450 80 急速 30ε 10.3 80 〇
M25 0.6 1.2 0.0 0.1 0.3 0 0.05 0.0 残部 555: 16h 440 75 2段 30s 10.1 58 〇
M26 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.3 0.0 0.0 残部 550: 12h 435 80 2段 30s 10.5 53 〇
M27 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 560:24h 425 90 2段 30s 10.5 52 〇
M28 0.6 1.2 0.0 1.0 0.0 0.0 0.3 0.0 残部 550:8h 430 90 急速 30s 10.4 48 〇
M29 0.6 1.2 1.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 555:24h 425 75 2段 20s 10.8 43 〇
M30 0.6 1.2 0.1 0.1 0.1 0.0 0.0 0.0 残部 545:24h 450 90 2段 20s 10.0 37 〇 31 1.6 1.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 550:4h 370 50 急速 30Ε 11.6 68 X
M32 1.0 1.6 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 365 55 急速 30s 11.4 65 X
M33 0.6 1.2 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 380 60 急速 30s 11.2 51 X
M34 0.6 1.2 0.0 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 370 33 2段 30s 11.9 39 X 35 0.6 1.2 0.0 0.0 0.4 0.0 0.0 0.0 残部 550:4h 375 50 2段 30s 11.7 40 X
M36 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.4 0.0 0.0 残部 550:4h 375 40 2段 30s 11.5 46 X
M3フ 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.4 0.0 残部 550:4h 350 33 2段 30s 11.5 36 X
M38 0.6 1.2 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0 0.15 残部 550:4h 340 60 2段 30s 11.1 46 X
表 8から、 Y値が 1 1 . 0以下の場合には曲げ加工性は良好であり、 Υ値が 1 1 . 0超の場合には曲げ加工性不良であった。
実施例 9
表 9の組成を有する A 1— M g— S i系合金 （Μ η， F e , C r， Z r , V及 び T iの少な く ともいずれか 1種を含有する A l— M g— S i系合金に G P促進 元素 （ C u， A g , Ζ η及び S nの少な く とも 1種） を含有する合金について、 製造条件 （均質化処理条件， 熱間仕上げ圧延の開始温度， 最終冷延率， 溶体化処 理条件） を表 9に示すように変えた以外は実施例 7の場合と同様にして、 表 9に 示すような集合組織及び結晶粒径を有する合金板 M 4 1 - 5 5を得た。
得られた合金板について、 L D H。試験を行った。
試験結果を、 合金組成， 製造条件， 集合組織， 結晶粒径と併せて、 表 9に示す,
表 9 口 金 組 成 (%) 製 造 条 件 集合組 it結晶粒径曲げ加工性
No Mg Si n Fe Cr Zr V GP Al 均 g化処理 仕上げ閱始 S終冷延率 溶休化処理 Y値 μ m
Ti 促進元素 (°C) %
M41 0.6 1.2 0.2 0.1 0 0.0 0.0 Cu: 1.0 残部 530: 12h 410 90 急速 30ε 10.7 42 〇 42 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu:0.5 残部 530: 12h 415 90 急速 30s 10.4 38 〇
M43 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0. 2 残部 550:24h 430 80 2段 20s 10.5 47 〇 44 0.6 1.2 0.0 0.1 0.0 0.1 0.0 Ag:0. 1 残部 550:24h 425 80 2段 20s 10.9 61 〇
M45 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn: 1.0 残部 545:8h 420 70 2段 30s 11.0 45 〇 46 0.8 1.0 0.1 0.0 0.1 0.0 0.0 Zn:0. 5 残部 545:8h 425 70 2段 30s 10.8 58 〇
M4フ 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 Ti;0.05 Sn:0.2 残部 540:16h 430 90 2段 30s 10.7 53 〇
M48 1.0 0.6 0.1 0.1 0.0 0.0 V:0.1 Sn:0. 1 残部 540: 16h 435 90 2段 30s 10.7 44 〇
M49 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Cu:1. 1 残部 550:4h 350 50 急速 30s 11.2 46 X
M50 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Ag:0.3 残部 550:4h 345 50 2段 20s 11.5 52 X 51 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Zn: 1. 1 550:4h 330 45 2段 30s 11.3 48 X 52 0.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Sn:0.3 550: h 360 33 2段 30s 11.6 55 X 53 0.6 1.2 1.1 0.0 0.0 0.0 0.0 Cu:0.5 550:4h 370 50 急速 30s 11.4 49 X
M54 0.6 1.6 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Ag:0.2 残部 550:4h 370 55 急速 30s 11.3 78 X
Sn:0. 1
M55 1.6 1.2 0.2 0.1 0.0 0.0 0.0 Zn:0. 5 残部 550:4h 380 60 急速 30s 11.5 76 X
表 9から、 Y値が 1 1 . 0以下の場合には曲げ加工性は良好であ り、 Υ値が 1 1 . 0超の場合には曲げ加工性不良であった。
実施例 1 0
表 1 0 , 1 1 に示す種々の成分組成の A 1合金を用い、 D C铸造法または薄板 連続錶造法によ り造塊し、 得られた铸塊を 5 4 0 °C、 8時間の均質化処理を行つ た後、 表 1 , 2 に示す種々の圧下率及び終了温度で熱間圧延を行った。 得られた 種々の厚さの板材の一部は、 中間焼鈍を施した後、 冷間圧延を行い、 厚さ l mm の板材と し、 その後溶体化処理を行い、 水焼入れして T 4材を得た。 中間焼鈍の 有無と焼鈍温度， 冷間圧延率， 溶体化処理時の昇温速度及び到達温度は、 表 1 , 2に併記する。
得られた T 4材について、 板の表面， 表面から厚み 1 /4の部分， 板の厚さ方 向の中心部の 3面について、 X線回折装置を用いて （ 1 0 0 ) ， （ 1 1 0 ) , ( 1 1 1 ) の完全正極点図を測定し、 結晶方位分布関数を用いて各面における各 方位の方位密度を計算し、 それらの平均を取って板材全体の方位密度を求め、 前 記 X値を算出した。
また、 張出し成形性を評価するこ とを目的と して、 1 0 1 . 6 mm øの球頭張 出 し治具を用い、 長さ 1 8 0 mm， 幅 1 1 0 mmの試験片に潤滑剤を塗布し、 成 形速度 4 mm/s、 しわ押さえ圧 2 0 O k Nで張出し成形試験を行い、 割れ限界 歪み率を測定した。 上記割れ限界歪み量は、 成形前の試験片表面の全面に亘つて 06. 0 mmの円を各円が隣接する様に転写しておき、 成形後の割れが発生した 円の長手方向の歪み増加量を測定し、 割れ限界歪み率と した。
[割れ限界歪み率] =
( [割れが発生した楕円の長径] 一 [円の直径] ) / [円の直径] X100 結果は、 表 1 0 , 1 1 に示す。 表 1 o
Figure imgf000038_0001
表 1
Figure imgf000039_0001
表 1 0における N o . 1 ~ 1 0及び表 1 1における N o . 1 9〜 2 6が本発明 に係る A 1— M g— S i系合金板であり、 いずれも割れ限界歪み率が大き く、 張 出し成形性に優れている。
一方、 表 1 0における N o . 1 1 ~ 1 8及び表 1 1 における N o . 2 7 - 3 2 は、 いずれも Xが負の値である場合の比較例であり、 割れ限界歪み率が小さ く、 張出し成形性に劣っていることが分かる。
〔実プレス加工性に優れる A 1— M g— S i系合金〕
実施例 1 1
表 1 2 , 1 3に示す種々の成分組成の A 1合金を用い、 表 12 及び表 1 3に示 した製造条件に従ったこ と以外は、 実施例 1 0 と同様に して試験片を得た。
尚、 結晶粒径の測定は、 板厚方向の所定の領域毎に、 クロスカッ ト法で行い、 結晶粒を 100個以上カツ ト して求めた平均切片長さを平均粒径と して算出した。 また、 実プレス成形性は実施例 1 0で行った張出し成形性試験における しわ押 さえ圧を 5 0 kNに変えることで張出し成形加工時に押さえ型と試験片の間に摺 動摩擦 （流れ込み現象） を発生させて、 割れ限界高さを測定するこ とで評価した < 結果は、 表 1 2 , 1 3に示す。
表 12
成分組成（％) 製造条件 Cube 結晶粒径 割れ跟
No. Mo- t l v 丁 1 均質化熱処理仕上げ開始 荒鈍 最終冷延率溶体化処理 方位密度
(°c:時間） 温度 (°c) (°C:時間) (%) (°C:時間） ( μ m) (mr
1 0.5 1.0 0.2 480: 12hr 400 500:90ε 80 550:60s 8 30 3
2 0.5 1.0 0.2 0.03 510:6hr 460 450: 2hr 85 550:60s 14 29 3
3 0.5 1.0 0.9 0.10 450:24hr 300 500:90ε 70 550:60s 7 28 3
4 1.9 1.9 0.2 530:4hr 490 500:90g 85 550:60s 15 27 3
5 0.3 0.2 0.2 500: 6hr 450 500:90s 80 550:60s 10 35 3
6 0.5 1.0 0.2 0.2 0.3 540: 6hr 510なし 65 550:60s 12 24 3
7 0.5 1.0 0.2 0,3 0.05 420:24hr 320 400: 2hr 80 550:60s 8 25 3
8 0.5 1.0 0.2 0.3 490: 12hr 450 500:90ε 75 550:60s 12 24 3
9 0.5 1.0 0.2 1.0 0.05 520:6hr 480 500: 90s 60 550:60s 10 25 3
10 0.5 1.0 0.2 0.1 0.3 500: 8hr 450 500:90s 60 550:60s 7 24 3
11 0.5 1.0 0.2 0.1 0.02 510:6hr 440 300:3hr 85 550:60s 16 30 2
12 0.5 2.2 0.2 0.1 0.02 500:4hr 450 400: 2hr 45 550:60s 4 45 2
表 1 3
成分組成 (％) 製造条件 Cube 結晶粒径割
No. g Si Fe Mn Cr Zr Ti Cu Ag Zn Sn 均 H化熱処理仕上げ開始 荒鈍 最終冷延率溶体化処理方位密度
(°c:時間) 温度 （°c) (°C:時間) (%) (°C:時間） ( μ m) (
13 0.5 1.0 0.3 0.2 0.8 480: 12hr 400 500:60s 60 550:60s 10 28
14 0.5 1.0 0.2 0.2 0.5 510:6hr 460 450: 2hr 75 550:60s 6 35
15 0.5 1.0 0.1 0.1 0.2 450:24hr 300 500:90a 65 550:60s 5 28
16 0.5 1.0 0.3 0.1 0.1 530:4hr 490 500:60s 75 550:60s 10 25
17 0.7 0.9 0.2 0.1 0.1 1.0 500: 6hr 450 450: 2hr 80 550:60s 12 24
18 0.7 0.9 0.15 0.1 0.1 0.5 540: 6hr 510なし 70 550:60s 13 38
19 0.9 0.5 0.2 0.1 0.05 0.2 420:24hr 320 500:90ε 80 550:60s 14 25
20 0.9 0.5 0.15 0.1 0.1 0.1 490: 12hr 450 500:90s 75 550:60s 8 27
21 0.5 1.0 0.2 0.1 0.02 0.3 500: 8hr 450 300: 2hr 65 550:60s 3 35
22 0.5 1.0 0.2 0.1 0.02 0.3 520: 12hr 460 350:2hr 55 550:60s 17 40
表 1 2における N o . 1〜 1 0及び表 1 3における N o . 1 3〜 2 0が本発明 に係る A 1— M g— S i系合金板であり、 いずれも割れ限界高さが高く、 実プレ ス成形性に優れている。
一方、 表 1 2における N o . 1 1〜 1 2及び表 1 3における N o . 2 1〜 2 2 は、 いずれも C u b e方位密度が 5 ~ 1 5の範囲以外の例であ り、 割れ限界高さ が低く実プレス成形性に劣っていることが分かる。 産業上の利用可能性
本発明は以上の様に構成されているので、 深絞り成形性， 張出し成形性， 曲げ 加工性等といったプレス成形性に優れた A 1— Mg— S i系合金板が提供できる こ ととなった。

Claims

請求の範囲
1 . A 1— M g— S i系合金板の集合組織について、 少なく とも C u b e方位 の方位密度をプレス成形の種類に応じて制御することによ り、 該プレス成形にあ わせて改善されたプレス成形性を与えたものであるこ とを特徴とする A 1— M g - S i系合金板。
2. C u b e方位の方位密度に対する S方位の方位密度の割合 （ S/C u b e ) を 1以上と し、 C u b e方位の方位密度に対する G o s s方位の方位密度の 割合 （G o s s/C u b e ) を 0. 3以下と し、 且つ結晶粒径を 8 0〃m以下と することによ り、 深絞り成形性を高めたこ とを特徴とする A l— M g— S i系合 金板。
3. C u b e方位密度を [Cube]と表し、 R W方位密度を [RW]と表し、 C R方位 密度を [CR]と表し、 B r a s s方位密度を [Brass] と表し、 G o s s方位密度を [Goss]と表し、 P P方位密度を [PP]と表し、 C方位密度を [C] と表し、 S方位密 度を [S] と表したとき、 下記式で求められる X！の値が 0以上である集合組織を 有するこ とにより張出し成形性を高めたこ とを特徴とする A l - M g - S i系合 金板。
X！ =0.02 [Cube]— 1.8 [RW] + 1.05 [CR] - 2.84[Brass]
-0.22[Goss]- 0.76[PP]- 0.32[C] 一 1:49[S] +5.2
4. C u b e方位密度を [Cube]と表し、 R W方位密度を [RW]と表し、 C R方位 密度を [CR]と表し、 B r a s s方位密度を [Brass] と表し、 G o s s方位密度を [Goss]と表し、 P P方位密度を [PP]と表し、 C方位密度を [C] と表し、 S方位密 度を [S] と表したとき、 下記式で求められる Yの値が 1 1以下である集合組織を 有するこ とにより プレス曲げ加工性を高めたこ とを特徴とする A l— M g— S i 系合金板。
Y =0.66 [Cube] - 1.98 [RW] + 2.26 [CR] + 4.48 [Brass ]
- 1.36[Goss]- 1.17[PP] + 1.67[C] +0.07[S]
5. 結晶粒径が 8 0 / m以下である請求の範囲第 3項又は第 4項に記載の A 1 - M g - S i系合金板。
6. A 1 - M g - S i系合金板内部の様々な方位に形成された集合組織におい て、 C u b e方位密度を [Cube]と表し、 また C R方位密度， RW方位密度， G o s s方位密度を、 夫々 [CR], [RW], [Goss]と表したとき、 下記式で求められる X 2の値が 0以上であることを特徴とする張出し成形性に優れた A l - M g - S i 系合金板。
X 2 = 0.38 [Cube] + 0.76 [CR] - 1.97[RW] - 0.42 [Goss ] - 1.50
7 . C u b e方位密度が 5以上 15以下であるこ とを特徴とする実プレス成形 性に優れた A 1— M g— S i系合金板。
8. 平均結晶粒径が 30 m以下である請求の範囲第 7項に記載の A 1— M g - S i系合金板。
9 . 合金成分と して、
M g : 0. 1〜 2. 0 % (重量％の意味 ： 以下同じ） 、
S i ： 0. 1〜 2. 0 %、
を含有する請求の範囲第 1〜 8項のいずれかに記載の A l—M g— S i系合金板,
1 0. 合金成分と して、 更に
F e ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、
M n ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、
C r ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） 、
Z r ： 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） 、
V : 0. 3 %以下 （ 0 %を含まない） 、
T i ： 0. 1 %以下 （ 0 %を含まない）
よ りなる群から選択される 1種以上を合計で 0 5 %含有する請求の 範囲第 9項に記載の A 1 — M g— S i系合金板,
1 1 合金成分と して、 更に
C u ： 1 . 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、
A g ： 0. 2 %以下 （ 0 %を含まない） 、
Z n ： 1. 0 %以下 （ 0 %を含まない） 、
よ りなる群から選択される 1種以上を合計で 0 0 1〜 1 . 5 %含有する請求の 範囲第 9項または第 1 0項に記載の A 1— M g S i系合金板。
1 2. 合金成分と して、 更に
S n ： 0. 2 %以下 （ 0 %を含まない）
を含有する請求の範囲第 9 ~ 1 1項のいずれかに記載の A 1— M g— S i系合金 板。
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