WO2008010352A1 - Plaque en alliage d'aluminium à haute résistance et son procédé de fabrication - Google Patents

Plaque en alliage d'aluminium à haute résistance et son procédé de fabrication Download PDF

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Toshiya Anami
Takayuki Kobayashi
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Definitions

  • the present invention is a high-strength aluminum alloy plate that is suitable for structural materials such as home appliances and automobile outer plates and that requires excellent skin roughness and formability.
  • Mg amount is set to 2.0 to 6.0 mass%, and Si amount and Fe amount are limited to 1.5 mass% or less respectively.
  • Aluminum for molding with excellent mechanical properties in which intermetallic compounds are finely dispersed in the matrix by continuously forging with a thickness of 1 to 10 mm and cooling rate of 10 ° CZ sec or more. Technologies for alloy plates have been proposed.
  • the intermetallic compound is made into a matrix by forging a thin slab by twin roll forging.
  • a technique for producing an aluminum alloy sheet for forming that is finely dispersed inside and excellent in mechanical properties has been conventionally known.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength aluminum alloy plate having excellent surface roughness and formability suitable for structural materials such as home appliances and automobile outer plates, and a method for producing the same.
  • Mg 2.0 to 3.3 mass%
  • Mn 0.1 to 0.5 mass%
  • Fe 0.2 to 1.
  • 0 iass% consists of the balance of inevitable impurities and A 1, and has a chemical composition of inevitable impurities less than S i: 0.20 mas s%.
  • Roughness and molding characterized by an equivalent diameter of 1 / im or less, an intermetallic compound area ratio of 1.2% or more, an average recrystallized grain size of 10 m or less, and a tensile strength of 2 20 MPa or more.
  • a high-strength aluminum alloy sheet having excellent properties is provided.
  • a method for producing the high-strength aluminum alloy plate of the invention in which a molten aluminum alloy having the chemical composition of the first invention is poured into a twin belt forging machine, A thin slab with a thickness of 6 to 15 mm is continuously produced at a cooling rate of 50 to 200 ° C / sec at a slab thickness of 1/4 and wound on a coil. Cold rolling at 0 to 98%, final annealing is performed in a continuous annealing furnace at a heating rate of 100 ° C / min or higher, holding temperature of 40 ° C to 52 ° C and holding time of 5 minutes or less A manufacturing method is provided which is characterized in that it is carried out as
  • the aluminum alloy sheet of the first invention has a chemical composition, a metal structure and a drawing.
  • PT / JP2007 / 061149 By specifying the tensile strength, it is possible to exhibit excellent skin roughness, moldability and high strength.
  • the manufacturing method of the second invention realizes the metal structure and tensile strength of the aluminum alloy plate defined in the first invention, thereby producing an aluminum alloy plate that exhibits excellent skin roughness, formability and high strength. can do.
  • Mg increases the strength by dissolving in the matrix. It also increases work curability, thereby contributing to improved moldability. If the Mg content is less than 2.0 mass%, the strength decreases. 3. If it exceeds 3 mass%, the yield strength becomes too high and the shape freezing property decreases. Therefore, the Mg content is in the range of 2.0 to 3.3 mass%. The preferred Mg content is 2.5 to 3.3 mass%.
  • M n coexists with Fe and S i to crystallize fine Al l _ (F e ⁇ M n) — Si compounds during fabrication, increasing strength and improving moldability To do. If the Mn content is less than 0.1 mass%, the effect is not sufficient. If it exceeds 0.5 mass%, the average grain size exceeds 1 zm during the fabrication of the alloy, and A 1 — (F e ⁇ M n) 1 Si-based crystallized product is formed and the formability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 0.1 to 0.5 mass%. A preferable Mn content is 0.1 to 0.3 mass%.
  • F e is fine at the time of fabrication by coexisting with Mn and S i.
  • Fine A l — (F e ⁇ M n) Crystallizes a single Si compound, increases strength, and improves moldability. If the Fe content is less than 0.2 mass%, these effects cannot be expected. When the Fe content exceeds 1.0 mass%, a coarse A 1 — (F e ⁇ Mn) — Si-based crystallized product is produced during fabrication, and the moldability deteriorates. Therefore, the Fe content is in the range of 0.2 to 1. Oma ss%. A preferable Fe content is 0.3 to 1.0 mass%.
  • S i is a kind of inevitable impurity.
  • the fine A 1 '_ (F e ⁇ M n) 1 Si compound is crystallized at the time of fabrication, and the effect of increasing the strength can be obtained.
  • the Si content should be less than 0.20 mass%.
  • the preferred Si content is 0.15 mass% or less.
  • the optional element T i is mainly added as a grain refiner in the A 1 — Ti system or A 1 — T i _ B system to prevent ingot cracking.
  • the Ti content exceeds 0.110 mass%, a relatively coarse A 1 Ti intermetallic compound is crystallized during fabrication, thus lowering the formability. Therefore, the preferable Ti content is 0.10 mass% or less. A more preferable Ti content is not more than 0.05 mass%.
  • the average equivalent circle diameter of intermetallic compounds is 1 / im or less, and the area ratio of intermetallic compounds is 1.2% or more.
  • the average circle equivalent diameter is 1 m or less and the area ratio is limited to 1.2% or more.
  • This very fine intermetallic compound is dispersed in the matrix, which inhibits the movement of dislocations during aluminum sheet forming, and achieves a tensile strength of 2 2 OMPa or more with solid solution strengthening by Mg. It is done.
  • a molten metal having a predetermined composition is poured into a twin belt forging machine to form a thin slab having a thickness of 6 to 15 mm.
  • intermetallic compounds such as A l-(F e ⁇ ⁇ ⁇ )-S i can be made fine and uniform. It can be crystallized, and the average equivalent circle diameter of the intermetallic compound in the final plate can be 1 or less, and the area ratio of the intermetallic compound can be 1.2% or more.
  • this slab is directly wound on a coil, cold rolled at a cold rolling rate of 60 to 98%, and subjected to batch final annealing or continuous annealing under predetermined conditions, thereby reducing the average grain size of recrystallized grains.
  • molten metal is poured between rotating belts facing up and down and forced water cooling, and the molten metal is solidified by cooling from the bell side surface to form a slab. It is a continuous forging method in which it is continuously pulled out and wound up in a coil shape.
  • the back side of the relatively thin rotating belt P2007 / 061149 It is forcibly cooled by cooling water.
  • the cooling rate at the 1/4 position of the thin slab thickness can be controlled to 50 to 200 ° C / sec.
  • the cooling rate at a slab thickness of 1/4 can be set to 50 to 200 ° C / sec.
  • an intermetallic compound such as A 1 ⁇ (F e ⁇ ⁇ ) ⁇ S i can be crystallized finely and uniformly. This is a necessary condition for the average equivalent circle diameter of the intermetallic compound in the final plate to be 1 m or less and the area ratio of the intermetallic compound to be 1.2% or more.
  • the thickness of the slab to be fabricated is limited to 6 to 15 mm. If the thickness of the thin slab is less than 6 mm by the twin belt type forging machine, the amount of aluminum that passes through the forging machine per unit time becomes too small, making forging difficult. Conversely, if the thickness exceeds 15 mm, the coil cannot be wound. Therefore, the range of slab thickness is limited to 6 to 15 mm.
  • the solidification cooling rate during slab fabrication is high, and the average equivalent circle diameter of the intermetallic compound can be controlled to 1 m or less, and the area ratio can be controlled to 1.2% or more. It becomes possible to obtain an aluminum alloy plate having excellent surface roughness and formability of a recrystallized grain size of 10 ⁇ m or less in the final plate.
  • the rolling reduction of cold rolling is limited to 60% to 98%. Since dislocations generated by plastic working are accumulated around the fine crystallized material described above, a fine recrystallized structure at the time of final annealing can be obtained. Cold pressure If the rolling reduction ratio is less than 60%, the accumulation of dislocations is insufficient and a fine recrystallized structure cannot be obtained. On the other hand, when the rolling reduction of cold rolling exceeds 9 ⁇ %, the ear cracks during rolling become prominent and the yield decreases. A preferable rolling reduction is 70% to 96%.
  • the temperature of the final annealing in the continuous annealing furnace is limited to 400 to 520 ° C. If the temperature is less than 400 ° C, the energy required for recrystallization is insufficient, so that a fine recrystallized structure cannot be obtained. When the holding temperature exceeds 5220 ° C, the growth of recrystallized grains becomes prominent, and the average grain size of recrystallized grains exceeds 10 x ⁇ m, and the formability and rough surface properties deteriorate.
  • the holding time for continuous annealing is limited to 5 m in. If the holding time of continuous annealing exceeds 5 m ii, the growth of recrystallized grains becomes remarkable, the average grain size of recrystallized grains exceeds 10 m, and the formability and rough surface properties deteriorate.
  • the heating rate and cooling rate during the continuous annealing treatment are preferably 100 ° C./min or more with respect to the heating rate. If the rate of temperature increase during continuous annealing is less than 100 ° C / m ⁇ n, the process takes too much time and productivity is lowered, which is not preferable.
  • the temperature of the final annealing in the batch furnace is limited to 300 to 400 ° C.
  • the temperature is less than 300 ° C, the energy required for recrystallization is insufficient, and a fine recrystallized structure cannot be obtained.
  • the holding temperature exceeds 400 ° C., the recrystallization grows remarkably, and the average grain size of the recrystallized grains exceeds 10 ⁇ m, so that the formability and the rough skin are deteriorated.
  • the holding time for the final annealing in the batch furnace is not particularly limited, but 1 to 8 hours is preferable. If it is less than 1 hour, the coil may not be heated uniformly. If the holding time exceeds 8 hours, productivity is lowered, which is not preferable.
  • the molten alloys having various chemical compositions shown in Table 1 were melted, and a slab with a thickness of 10 mm was formed by a twin belt type forging machine and wound directly around a coil.
  • a molten alloy having an alloy composition A was melted, a slab having a thickness of 5 mm was formed by a twin roll forging machine, and directly wound around a coil.
  • a molten alloy having an alloy composition A is forged into a slab having a thickness of 500 mm by a DC forging machine, further subjected to face milling and uniform heat treatment, and then rolled by a hot rolling mill. A 6 mm thick hot rolled sheet was obtained.
  • these slabs, ingots, and hot-rolled sheets were cold-rolled by a cold rolling mill to obtain a coil having a thickness of 1 mm. These coils were passed through a continuous annealing line (CAL: Continuous Annealing Line) and subjected to an annealing treatment of 4 25 ° C X 15 seconds.
  • CAL Continuous Annealing Line
  • J I S No. 5 test piece was prepared and subjected to room temperature tensile test to measure resistance to strength, tensile strength and elongation.
  • the criteria for pass / fail judgment as the product of the present invention were tensile strength of 2 2 OM Pa or more and elongation of 27% or more.
  • the formability was evaluated by measuring the height when molded with a 100 mm diameter spherical head punch as the ball head overhangability.
  • the criterion for pass / fail judgment as the product of the present invention was a ball overhang height of 34 mm or more.
  • the criteria for pass / fail judgment as a product of the present invention is a rough metal texture test ⁇ (Excellent).
  • a cross section of the metal structure was cut out, embedded, polished, and etched, and the metal structure was observed with an image analyzer (LUZEX), and the equivalent circle diameter (m) and area ratio (%) of the intermetallic compound were calculated.
  • the criteria for the pass / fail judgment as the product of the present invention were an equivalent circle diameter of an intermetallic compound of 1. or less and an area ratio of 1.2% or more.
  • the embedded sample was treated with a positive oxide film in a borofluoric acid aqueous solution, photographed with a deflection microscope, and crystal grain size was measured by the cross line method.
  • the criterion for pass / fail judgment as a product of the present invention was a crystal grain size of 10 m or less.
  • the cooling rate (V) at the time of fabrication is the DAS (Dendrite Arms Spacing) measured by the secondary branch method by observing the same metal structure from the cut piece at the quarter thickness of the lump. was calculated by the following equation.
  • V (6 2 / DAS) , / 0-337
  • the cooling rate of the lumps at the slab thickness of 1/4 position satisfies 50 to 200 ° C./sec.
  • Table 2 summarizes the manufacturing conditions for each sample and the evaluation results of each property test (metal structure, tensile properties, formability, skin roughness).
  • Sample Nos. 1 to 3 which are examples of the present invention, have alloy compositions and manufacturing processes within the scope of the present invention, and satisfy all the above-mentioned criteria for the metal structure and tensile properties. Is 1.0 mass%, the alloy composition is out of the scope of the present invention, the tensile strength is low, and the sample No. 5 of the comparative example that does not satisfy the standard has an Mg amount of 5.0 mass%. Therefore, the alloy composition is outside the scope of the present invention, the value of the ball head overhang height is low, and the standard is not satisfied.
  • Sample No. 6 of the comparative example has an amount of 0.07 mass%, so the alloy composition is out of the scope of the present invention ', the area ratio of the intermetallic compound is low, and the crystal grain size is slightly Large and therefore does not meet the criteria for rough skin.
  • Sample No. 7 of the comparative example is 6 mass 1.6% by mass, so the alloy composition is out of the range of the present invention, the elongation and the ball head overhang are both low, satisfying the standard. do not do.
  • Sample No. 8 of the comparative example has an alloy composition outside the scope of the present invention because the amount of ⁇ 11 is 0.05 mass%, and the area ratio and tensile strength of the intermetallic compound are both low. Does not meet the standards.
  • Sample No. 9 of the comparative example has an Mn content of 1.0 mass%, so the alloy composition is outside the scope of the present invention, the intermetallic compound has a large equivalent circle diameter, elongation, and ball head overhang. Both values are low and do not satisfy the standard.
  • Sample No. 10 of the comparative example has an alloy composition within the range of the present invention, but because the slab thickness is as thin as 5 mm, the cooling rate during fabrication is as fast as 2500 ° C / sec. The area ratio is slightly low, the crystal grain size is large, and therefore the value of the overhang height is low, and the skin roughness does not satisfy the standard.
  • Sample No. 11 of the comparative example has an alloy composition within the range of the present invention, but because the slab thickness is as thick as 500 mm, the cooling rate during fabrication is as slow as 5 ° C / s ec, The equivalent circle diameter of the compound is large, the crystal grain size is large, and therefore the value of the overhang height is low, and the rough skin property does not satisfy the standard.
  • the high-strength aluminum alloy board suitable for structural materials such as household appliances and a motor vehicle outer plate, which has the outstanding rough skin property and formability, and its manufacturing method are provided.

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Description

高強度アルミニウム合金板およびその製造方法
技術分野
本発明は、 家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、 優れ た肌荒れ性および成形性を要求される高強度アルミニウム合金板に 明
関する。
田 背景技術 書 従来、 家電製品や自動車外板には冷延鋼板が使用されてきた。 し かし最近になり、 軽量化に対する要求から、 高強度で成形性に優れ た A 1 一 Mg合金板が各種提案されてきた。
例えば、 特開平 0 7- 2 7 8 7 1 6号公報には、 Mg量を 2. 0 〜 6. 0mass%として、 S i量、 F e量をそれぞれ 1. 5mass%以下 に制限し、 銬片厚み 1〜 1 0 mmに連続铸造して冷却速度を 1 0 °C Z sec以上とすることにより、 金属間化合物をマトリ ックス中に微 細分散させた、 機械的性質に優れた成形加工用アルミニウム合金板 とする技術が提案されている。
しかし、 上記文献には、 平均晶出物サイズ、 機械的性質、 成形性 についての評価についての記載はあるが、 再結晶粒サイズゃ lil荒れ 性についての記載は見られない。 また、 冷間圧延による トータル圧 下率は、 金属間化合物を微細分散化するために、 5 0 %以上とする ことが好ましいとの限定があるのみで、 その他の製造工程について 特に限定はされていない。
このように、 A 1 —M g合金铸造において、 双ロール式铸造によ り薄スラブを铸造することによって、 金属間化合物をマトリ ックス 中に微細分散させ、 機械的性質に優れた成形加工用アルミニウム合 金板を製造する技術については、 従来から知られている。
しかし、 更に成形性を高めるために金属間化合物のサイズを更に 小さく して、 且つ成形後の板表面の肌荒れ性についても改善する必 要があつた。 発明の開示
本発明は、 家電製品や自動車外板などの構造材料に適した、 優れ た肌荒れ性および成形性を兼備した高強度アルミニウム合金板およ びその製造方法を提供することを目的とする。
上記の'目的を達成するために、 第 1発明によれば、 M g ： 2. 0 〜 3. 3 mass%、 M n ： 0. 1〜 0. 5 mass%、 F e ： 0. 2〜 1. 0 iass%, を含有し、 残部不可避的不純物と A 1からなり、 不可避 的不純物のうち S i : 0. 2 0 mas s%未満とした化学組成を有し、 金属間化合物の平均円相当径 1 /im以下、 金属間化合物の面積率 1 . 2 %以上、 再結晶の平均粒径 1 0 m以下、 引張強さ 2 2 0 MP a以上であることを特徴とする肌荒れ性および成形性に優れた高強 度アルミニウム合金板が提供される。
更に、 第 2発明によれば、 発明の高強度アルミニウム合金板を製 造する方法であって、 第 1発明の化学組成を有するアルミニウム合 金溶湯を、 双ベルト铸造機に注湯して、 厚さ 6〜 1 5 mmの薄スラ ブをスラブ厚さ 1 /4の位置における冷却速度 5 0〜 2 0 0 °C/sec で連続的に铸造してコイルに巻き取った後、 冷延率 6 0〜 9 8 %の 冷間圧延を行って、 最終焼鈍を連続焼鈍炉により昇温速度 1 0 0 ° C/m i n以上、 且つ保持温度 4 0 0〜 5 2 0 °Cで保持時間 5分以 内として行う ことを特徴とする製造方法が提供される。
第 1発明のアルミニウム合金板は、 化学組成、 金属組織および引 P T/JP2007/061149 張強さを規定したことにより、 優れた肌荒れ性および成形性と高強 度とを発揮することができる。
第 2発明の製造方法は、 第 1発明に規定したアルミニウム合金板 の金属組織および引張強さを実現し、 それにより優れた肌荒れ性お よび成形性と高強度とを発揮するアルミニウム合金板を製造するこ とができる。 発明を実施するための最良の形態
本発明のアルミニウム合金板の化学組成を限定した理由を説明す る。
C M g ： 2. 0〜 3. 3 mass%〕
M gは、 マトリ ックスに固溶することにより、 強度を増大させる 。 また、 加工硬化性を増し、 それにより成形性の向上に寄与する。 M g含有量が 2. 0 mass%未満では強度が低くなる。 3. 3 mass%を 越えると耐力が高くなりすぎて形状凍結性が低下する。 したがって 、 M g含有量は 2. 0〜 3. 3 mass%の範囲とする。 好ましい M g 含有量は 2. 5〜 3. 3 mass%である。
〔M n ： 0. 1〜 0. 5 mass%〕
M nは、 F e， S i と共存させることにより、 鍀造時において微 細な A l _ ( F e · M n ) — S i 系化合物を晶出させ、 強度を高め 、 成形性を改善する。 M n含有量が 0. 1 mass%未満ではその効果 が十分ではない。 0. 5 mass%を超えると合金の铸造時に平均粒径 が 1 zmを超える A 1 — ( F e · M n ) 一 S i 系晶出物が生成して 成形性が低下する。 したがって、 M n含有量は 0. 1 〜 0. 5 mas s%とする。 好ましい M n含有量は 0. 1〜 0. 3 mass%である。
〔 F e ： 0. 2〜 1. 0 mass%〕
F eは、 Mn , S i と共存させることにより、 铸造時において微 細な A l — (F e · M n ) 一 S i系化合物を晶出させ、 強度を高め 、 成形性を改善する。 F eの含有量が 0. 2 mass%未満の場合、 こ れらの効果が期待できない。 F e含有量が 1. 0mass%を超えると 、 铸造時に粗大な A 1 — (F e · Mn) — S i系晶出物が生成して 、 成形性が低下する。 したがって、 F e含有量は 0. 2〜 1. Oma ss%の範囲である。 好ましい F e含有量は 0. 3〜 1. 0mass%であ る。
〔 S i ： 0. 2 0 mass %未満〕
S i は、 不可避的不純物の一種である。 ただし、 微量の S iは F e , M nと共存すると、 铸造時において微細な A 1' _ ( F e · M n ) 一 S i系化合物を晶出させ、 強度を高める効果が得られる。 S i の含有量が 0. 2 0 mass%以上であると、 铸造時に粗大な A 1 — ( F e · M n ) — S i系晶出物が生成して成形性が低下する。 したが つて、 S i含有量は 0. 2 0 mass%未満とする。 好ましい S i含有 量は 0. 1 5 mass%以下である。
〔任意成分 ： T i〕
任意元素の T i は、 主として A 1 — T i系または A 1 — T i _ B 系の結晶粒微細化剤として添加され、 铸塊割れを防止する。 しかし 、 T i含有量が 0. 1 0 mass%を超えると、 铸造時に比較的粗大な A 1 T i系金属間化合物が晶出するため、 成形性を低下させる。 し たがって、 好ましい T i含有量は、 0. 1 0 mass%以下である。 さ らに好ましい T i含有量は 0. 0 5 mass%以下である。
本発明のアルミニウム合金板の金属組織を限定した理由を説明す る。
〔金属間化合物の平均円相当径 1 /im以下、 金属間化合物の面積 率 1. 2 %以上〕
本発明のアルミニウム合金板の金属組織中の金属間化合物につい ては、 平均円相当径 1 m以下、 面積率 1. 2 %以上に限定する。 このように非常に微細な金属間化合物がマトリックス中に分散され ることにより、 アルミニウム板成形中の転位の動きが阻害され、 M gによる固溶強化とともに、 引張り強さ 2 2 O M P a以上が達成さ れる。
本発明のアルミニウム合金板の製造方法においては、 所定の組成 の溶湯を双ベルト铸造機に注湯して、 厚さ 6〜 1 5 mmの薄スラブ に铸造する。 スラブ厚さ 1 Z4の位置における冷却速度を 5 0〜 2 0 0 °C /secとすることにより、 A l - ( F e · Μ η ) - S i などの金 属間化合物を微細且つ均一に晶出させることができ、 最終板におけ る金属間化合物の平均円相当径 1 以下、 金属間化合物の面積率 1. 2 %以上とすることができる。
さらにこのスラブを直接コイルに巻き取り、 冷延率 6 0〜 9 8 % の冷間圧延を行って、 所定条件下でバッチ最終焼鈍または連続焼鈍 を施すことにより、 再結晶粒の平均粒径を l O i m以下とすること ができる。 铸塊金属組織における A l - (F e · Μη ) - S i 系晶出 物のサイズが微細であることから、 焼鈍時にこれら晶出物が再結晶 の生成サイ トとして機能し、 同時に粒界の動きを阻止するピン止め 効果をもたらすため、 再結晶粒の成長が抑制される。
以下に、 本発明のアルミニウム合金板の製造方法における諸条件 の限定理由を説明する。
〔双ベルト铸造〕
双ベルト铸造法は、 上下に対峙し強制水冷されている回転ベルト 間に溶湯を注湯してベル卜面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブ とし、 ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル 状に巻き取る連続铸造方法である。
双べル卜铸造では、 比較的薄い回転ベルトの裏側はノズルからの P2007/061149 冷却水によって強制的に冷却されている。 下記に説明するように薄 スラブ厚さ 1 / 4位置における冷却速度を 5 0〜 2 0 0 °C /secに制 御することができる。
〔スラブ厚さ 1 4位置における冷却速度を 5 0〜 2 0 0 °C/se c〕
上述のように回転ベルト裏面から強制水冷しているため、 スラブ 厚さ 1 / 4の位置における冷却速度を 5 0〜 2 0 0 °C/secとするこ とができる。 これにより、 A l - ( F e · Μη ) -S iなどの金属間 化合物を微細且つ均一に晶出させることができる。 これは、 最終板 における金属間化合物の平均円相当径 1 m以下、 金属間化合物の 面積率 1. 2 %以上とするための必要条件である。
〔スラブ厚さ 6〜 1 5 mm)
本発明において、 铸造するスラブの厚さは 6〜 1 5 mmに限定す る。 双ベルト式铸造機による薄スラブ厚さが 6 mm未満の場合、 単 位時間当たりに铸造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎ て、 铸造が困難になる。 逆に厚さが 1 5 mmを超える場合、 コイル の巻き取りができなくなる。 したがって、 スラブ厚さの範囲を 6〜 1 5 mmに限定する。
この厚さであるとスラブ銬造時の凝固冷却速度も速く、 金属間化 合物の平均円相当径を 1 m以下、 面積率 1. 2 %以上に制御する ことが可能であり、 それにより最終板における再結晶粒径の 1 0 ^ m以下の肌荒れ性、 成形性に優れたアルミニウム合金板とすること が可能になる。
〔冷延率 6 0 %〜 9 8 % 3
冷間圧延の圧下率は 6 0 %〜 9 8 %に限定する。 塑性加工により 発生する転位が上述の微細な晶出物の周囲に蓄積されることにより 、 最終焼鈍時の微細な再結晶組織を得ることが可能となる。 冷間圧 延の圧下率が 6 0 %未満であると、 転位の蓄積が十分ではなく微細 な再結晶組織が得られない。 逆に、 冷間圧延の圧下率が 9 δ %を超 えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。 好ましい 圧下率は 7 0 %〜 9 6 %である。
〔連続焼鈍炉による最終焼鈍の条件〕
<温度 4 0 0 〜 5 2 0 °C >
連続焼鈍炉による最終焼鈍の温度は 4 0 0 〜 5 2 0 °Cに限定する 。 4 0 0 °C未満の場合、 再結晶に必要なエネルギーが不足するため 、 微細な再結晶組織を得ることができない。 保持温度が 5 2 0 °Cを 超えると、 再結晶粒の成長が顕著となり、 再結晶粒の平均粒径が 1 0 x^ mを超えてしまい、 成形性及び肌荒れ性が低下する。
<保持時間 5分以内 >
連続焼鈍の保持時間は 5 m i n以内に限定する。 連続焼鈍の保持時 間が 5 m i iiを超えると、 再結晶粒の成長が顕著となり、 再結晶粒の 平均粒径が 1 0 mを超えてしまい、 成形性及び肌荒れ性が低下す る。
<昇温速度 1 0 0 °C Zmin以上 >
連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、 昇温速度について は 1 0 0 °C / m i n以上とすることが好ましい。 連続焼鈍処理時の 昇温速度が 1 0 0 °C / m 〖 n未満の場合、 処理に時間が掛かりすぎ て生産性が低下するため、 好ましくない。
〔パッチ焼鈍炉による最終焼鈍の温度〕
バッチ炉による最終焼鈍の温度は 3 0 0 〜 4 0 0 °Cに限定する。 3 0 0 °C未満の場合、 再結晶に必要なエネルギーが不足するため、 微細な再結晶組織を得ることができない。 保持温度が 4 0 0 °Cを超 えると、 再結晶の成長が顕著となり、 再結晶粒の平均粒径が 1 0 ^ mを超えてしまい、 成形性及び肌荒れ性が低下する。 バツチ炉による最終焼鈍の保持時間は特に限定はしないが、 1〜 8時間が好ましい。 1時間未満では、 コイルが均一に昇温されない 可能性がある。 保持時間が 8時間を超えると、 生産性が低下して好 ましくない。 実施例
表 1 に示す種々の化学組成を有する合金溶湯を溶製して、 双ベル ト式錶造機によって厚み 1 0 mmのスラブを铸造し、 直接コイルに 巻き取った。
合金組成 （mass%)
Figure imgf000009_0001
比較例として、 合金組成 Aの溶湯を溶製して、 双ロール铸造機に よって厚み 5 mmのスラブを铸造し、 直接コイルに巻き取った。 また、 別の比較例として、 合金組成 Aの溶湯を D C銬造機によつ て 5 0 0 mm厚みのスラブに铸造し、 さらに面削、 均熱処理を施し て、 熱間圧延機によって圧延を行い 6 mm厚さの熱延板を得た。 次に、 冷間圧延機によって、 これらスラブ、 铸塊、 熱間圧延板を 冷間圧延して、 1 mm厚さのコイルを得た。 これらコイルを連続焼 鈍ライン （ C A L ： Continuous Anneal ing Line) に通して、 4 2 5 °C X 1 5 secの焼鈍処理を施した。
得られた各焼鈍板について、 下記の特性評価試験を行なつた。 〔特性評価試験〕
<引張試験 >
J I S 5号試験片を作成し、 室温引張試験を行い、 耐カ、 引張強 さ、 伸びを測定した。 本発明品としての合否判定の基準は、 引張強 さ 2 2 O M P a以上、 伸び 2 7 %以上とした。
ぐ成形性試験 >
成形性は、 1 0 0 m m直径球頭パンチで成形したときの高さを球 頭張出性として評価した。 本発明品としての合否判定の基準は、 球 頭張出高さ 3 4 m m以上とした。
<肌荒れ性試験 >
肌荒れ性については、 球頭張出ししたサンプルの表面を目視にて 判断を行い、 〇 ： 優れる、 △ ： 普通、 X ： 劣る、 の順とした。 本発 明品としての合否判定の基準は、 肌荒れ性評価〇 （優れる） とした ぐ金属組織試験 >
( 1 ) 金属間化合物の円相当径および面積率の測定
金属組織の断面を切り出し、 埋め込んで研磨、 エッチングを行い 、 画像解析装置 （LUZEX) にて金属組織を観察し、 金属間化合物の 円相当径 （ m ) 、 面積率 （％) を算出した。 本発明品としての合 否判定の基準は、 金属間化合物の円相当径 1 . 以下、 面積率 1 . 2 %以上とした。
( 2 ) 結晶粒径の測定
また、 埋め込み試料について、 研磨後、 ホウフッ酸水溶液中で陽 極酸化皮膜処理を施して、 偏向顕微鏡による写真撮影を行い交線法 による結晶粒径の測定を行った。 本発明品としての合否判定の基準 は、 結晶粒径 1 0 m以下とした。
〔铸造時の冷却速度の算出〕 なお、 錡造時の冷却速度 （V) は、 銬塊厚さ 1 /4位置における 切り出し片から、 前述と同様の金属組織観察を行い、 二次枝法で測 定した D A S (Dendrite Arms Spacing) により次式で算出した。
V = ( 6 2 /D A S ) , /0- 337
本発明の製造方法によると、 スラブ厚さ 1 / 4位置における铸塊 の冷却速度 5 0〜 2 0 0 °C /secを満足する。
表 2に、 各試料についての製造条件と、 各特性試験 （金属組織 · 引張り特性 · 成形性 · 肌荒れ性） の評価結果とをまとめて示す。
表 2 製造条件 · 組織 · 特性
Figure imgf000012_0001
本発明例である試料 No. 1 〜 3は、 合金組成、 製造工程が本発明 の範囲内であり、 上述の金属組織、 引張り特性の基準を全て満たす 比較例の試料 No. 4は、 ¥ 量が 1 . 0 mass%であるため、 合金 組成が本発明の範囲外であり、 引張強さが低く、 基準を満足しない 比較例の試料 No. 5は、 M g量が 5. 0 mass%であるため、 合金 組成が本発明の範囲外であり、 球頭張出高さの値が低く、 基準を満 足しない。
比較例の試料 No. 6は、 €量が 0. 0 7 mass%であるため、 合 金組成が本発明の範囲外であり '、 金属間化合物の面積率が低く、 結 晶粒径がやや大きく、 したがって、 肌荒れ性について基準を満足し ない。
比較例の試料 No. 7は、 6量が 1 . 6 mass%であるため、 合金 組成が本発明の範囲外であり、 伸び、 球頭張出高さの値がともに低 く、 基準を満足しない。
比較例の試料 No. 8は、 ¥ 11量が 0. 0 5 mass%であるため、 合 金組成が本発明の範囲外であり、 金属間化合物の面積率、 引張強さ の値がともに低く、 基準を満足しない。
比較例の試料 No. 9は、 M n量が l . 0 mass%であるため、 合金 組成が本発明の範囲外であり、 金属間化合物の円相当径が大きく、 伸び、 球頭張出高さの値がともに低く、 基準を満足しない。
比較例の試料 No. 1 0は、 合金組成は本発明の範囲内であるが、 スラブ厚みが 5 mmと薄いため、 铸造時の冷却速度が 2 5 0 °C/sec と速く、 金属間化合物の面積率がやや低く、 結晶粒径が大きく、 し たがって球頭張出高さの値が低く、 肌荒れ性についても基準を満足 しない。 比較例の試料 No. 1 1は、 合金組成は本発明の範囲内であるが、 スラブ厚みが 5 0 0 m mと厚いため、 铸造時の冷却速度が 5 °C /s ec と遅く、 金属間化合物の円相当径が大きく、 結晶粒径も大きく、 し たがって球頭張出高さの値が低く、 肌荒れ性についても基準を満足 しない。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 家電製品や自動車外板などの構造材料に適した 、 優れた肌荒れ性および成形性を兼備した高強度アルミニウム合金 板およびその製造方法が提供される。

Claims

1. M g ： 2. 0〜 3. 3 mass%、 M n ： 0. ：!〜 0. 5 mass%、 F e ： 0. 2〜 1 . 0 mass%を含有し、 残部が不可避的不純物と A 1 からなり、 不可避的不純物のうち S i ： 0. 2 0 mass%未満であ る化学組成を有し、 金属間化合物の平均円相当径 1 m以下、 金属 請
間化合物の面積率 1. 2 %以上、 再結晶粒の平均粒径 1 0 以下 、 引張強さ 2 2 0 MP a以上であることを特徴とする肌荒れ性およ び成形性に優れた高強度アルミニウム合金板。
2. 請求項 1 に記載の高強度アルミニウム合金板を製造する方法 であって、 請求項 1に記載の化学組成の溶囲湯を、 双ベルト铸造機に 注湯して、 厚さ 6〜 1 5 mmの薄スラブをスラブ厚さ 1 / 4の位置 における冷却速度 5 0〜 2 0 0 °C /secで連続的に铸造してコィルに 巻き取った後、 冷延率 6 0〜 9 8 %の冷間圧延を行って、 最終焼鈍 を連続焼鈍炉により昇温速度 1 0 0 ° C/m i n以上、 且つ保持温 度 4 0 0〜 5 2 0 °Cで保持時間 5分以内として行う ことを特徴とす る製造方法。
3. 請求項 2に記載の製造方法おいて、 前記最終焼鈍を、 前記連 続焼鈍炉に替えてバッチ焼鈍炉により 3 0 0〜 4 0 0 °Cに保持して 行う ことを特徴とする製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150114523A1 (en) * 2008-02-06 2015-04-30 Nippon Light Metal Co., Ltd. Process for producing an aluminum alloy sheet for motor vehicle
WO2022223634A1 (en) 2021-04-21 2022-10-27 Constellium Neuf-Brisach 5xxx aluminium sheets with high formabilty

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7846554B2 (en) 2007-04-11 2010-12-07 Alcoa Inc. Functionally graded metal matrix composite sheet
WO2010141105A2 (en) * 2009-01-23 2010-12-09 Bae Systems Information And Electronic Systems Integration Inc. Quantum dot-sensory array for biological recognition
JP5758676B2 (ja) * 2011-03-31 2015-08-05 株式会社神戸製鋼所 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
MX353904B (es) 2011-07-25 2018-02-02 Nissan Motor Lamina de alineacion de aluminio y metodo de fabricacion de la misma.
JP5814834B2 (ja) 2012-03-07 2015-11-17 株式会社神戸製鋼所 自動車のフードインナパネル用アルミニウム合金板
JP5870791B2 (ja) 2012-03-21 2016-03-01 日本軽金属株式会社 プレス成形性と形状凍結性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
CN102864551A (zh) * 2012-07-13 2013-01-09 鹤壁银龙有色金属科技有限公司 一种喷气织机镁合金综框的制备方法
CN103320729B (zh) * 2013-05-31 2015-07-22 浙江巨科铝业股份有限公司 一种汽车车身用Al-Mg合金板的制备方法
DE102013012259B3 (de) * 2013-07-24 2014-10-09 Airbus Defence and Space GmbH Aluminium-Werkstoff mit verbesserter Ausscheidungshärtung, Verfahren zu dessen Herstellung und Verwendung des Aluminium-Werkstoffes
CN103805815B (zh) * 2014-01-26 2016-07-06 柳州豪祥特科技有限公司 一种建筑用铝合金的制备方法
CN103805922B (zh) * 2014-01-26 2016-06-29 柳州豪祥特科技有限公司 一种建筑隔热铝合金箔的加工工艺
KR101589913B1 (ko) * 2014-12-10 2016-02-01 주식회사 포스코 Ahss 열연코일의 열처리 방법 및 이를 이용한 냉간 압연방법
CN107354411B (zh) * 2017-07-11 2019-03-26 东北大学 一种纳米晶铝合金板材的制备方法
JP6614292B1 (ja) * 2018-08-23 2019-12-04 日本軽金属株式会社 一体型防爆弁成形用の電池蓋用アルミニウム合金板およびその製造方法
US20240189894A1 (en) * 2021-04-14 2024-06-13 Rio Tinto Alcan International Limited Oxidation resistant al-mg high strength die casting foundry alloys
CN116116899B (zh) * 2021-11-15 2025-08-12 宝山钢铁股份有限公司 一种短流程制备铝合金板材的方法
CN114277290A (zh) * 2021-12-28 2022-04-05 烟台南山学院 一种铝合金材料和铝合金空心管及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080453A (ja) * 1998-09-03 2000-03-21 Mitsubishi Alum Co Ltd 強度および成形性に優れたアルミニウム合金箔の製造方法
JP2005307300A (ja) * 2004-04-23 2005-11-04 Nippon Light Metal Co Ltd 高温高速成形性に優れたＡｌ‐Ｍｇ合金板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07278716A (ja) 1994-02-21 1995-10-24 Nippon Steel Corp 機械的性質に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
FR2731019B1 (fr) * 1995-02-24 1997-08-22 Pechiney Rhenalu Produit pour construction soudee en alliage almgmn a resistance mecanique amelioree
JPH10130768A (ja) * 1996-10-30 1998-05-19 Furukawa Electric Co Ltd:The 成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の直接鋳造圧延板とその製造方法
JP3398835B2 (ja) 1997-09-11 2003-04-21 日本軽金属株式会社 連続抵抗スポット溶接性に優れた自動車用アルミニウム合金板
JP4001059B2 (ja) * 2002-06-21 2007-10-31 日本軽金属株式会社 耐焼付軟化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
US8524015B2 (en) 2003-12-19 2013-09-03 Nippon Light Metal Company, Ltd. Aluminum alloy sheet excellent in resistance to softening by baking
JP4740941B2 (ja) 2004-07-30 2011-08-03 日本軽金属株式会社 アルミニウム合金板の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080453A (ja) * 1998-09-03 2000-03-21 Mitsubishi Alum Co Ltd 強度および成形性に優れたアルミニウム合金箔の製造方法
JP2005307300A (ja) * 2004-04-23 2005-11-04 Nippon Light Metal Co Ltd 高温高速成形性に優れたＡｌ‐Ｍｇ合金板およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150114523A1 (en) * 2008-02-06 2015-04-30 Nippon Light Metal Co., Ltd. Process for producing an aluminum alloy sheet for motor vehicle
US9695495B2 (en) * 2008-02-06 2017-07-04 Nippon Light Metal Co., Ltd. Process for producing an aluminum alloy sheet for motor vehicle
WO2022223634A1 (en) 2021-04-21 2022-10-27 Constellium Neuf-Brisach 5xxx aluminium sheets with high formabilty
FR3122187A1 (fr) 2021-04-21 2022-10-28 Constellium Neuf-Brisach Tôles d’aluminium 5xxx dotée d’une aptitude à la mise en forme élevée

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