WO2015098484A1 - 成形用アルミニウム合金板 - Google Patents

成形用アルミニウム合金板 Download PDF

Info

Publication number
WO2015098484A1
WO2015098484A1 PCT/JP2014/082463 JP2014082463W WO2015098484A1 WO 2015098484 A1 WO2015098484 A1 WO 2015098484A1 JP 2014082463 W JP2014082463 W JP 2014082463W WO 2015098484 A1 WO2015098484 A1 WO 2015098484A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
amount
content
less
plate
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/082463
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
有賀　康博
久郎 宍戸
松本　克史
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to CN201480070392.7A priority Critical patent/CN105829559B/zh
Priority to US15/101,232 priority patent/US20160305000A1/en
Priority to KR1020167016636A priority patent/KR101796884B1/ko
Publication of WO2015098484A1 publication Critical patent/WO2015098484A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • C22F1/043—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 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
    • 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
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • 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 an Al—Mg—Si based aluminum alloy sheet for forming.
  • the aluminum alloy sheet referred to in the present invention is a rolled sheet such as a hot-rolled sheet or a cold-rolled sheet, and is subjected to tempering such as solution treatment and quenching process, and is baked and coated and cured. Says aluminum alloy plate before being done.
  • aluminum is also referred to as aluminum or Al.
  • panels such as outer panels (outer plates) and inner panels (inner plates) of panel structures such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, and trunk lids are thin and high-strength aluminum alloy plates.
  • Al—Mg—Si based AA to JISJ6000 (hereinafter also simply referred to as 6000) aluminum alloy plates is being studied.
  • This 6000 series aluminum alloy plate contains Si and Mg as essential components.
  • the 6000 series aluminum alloy plate has a relatively small amount of alloy elements as compared with other 5000 series aluminum alloys having a large amount of alloy such as Mg. For this reason, when the scrap of these aluminum alloy plates is reused as an aluminum alloy melting material (melting raw material), the original 6000 series aluminum alloy ingot is easily obtained, and the recyclability is also excellent.
  • an outer panel of an automobile is manufactured by combining an aluminum alloy plate with a forming process such as press forming and bending forming.
  • a large outer panel such as a hood or a door is formed into a molded product shape as an outer panel by press molding such as overhanging, and then the inner panel and Are joined to form a panel structure.
  • the 6000 series aluminum alloy has an advantage of having excellent BH property, but has aging property at room temperature, and after the solution quenching treatment, it is age-hardened by holding at room temperature for several months to increase the strength. As a result, there is a problem that the formability to the panel, particularly the bending workability, is lowered.
  • a 6000 series aluminum alloy plate when used for an automotive panel, it usually takes about 1 to 4 months after it is solution-quenched by an aluminum maker (after manufacture) and then molded into a panel by an automotive maker. It is left at room temperature (and left at room temperature), and during this time, it is considerably age-hardened (room temperature aging).
  • Patent Document 1 there is a method that combines room temperature aging suppression and baking coating curing by adding an appropriate amount of Sn having a temporal change suppressing effect and applying pre-aging after solution treatment.
  • Patent Document 2 proposes a method for improving formability, baking paintability, and corrosion resistance by adding Sn having a temporal change suppressing effect and Cu for improving formability.
  • Al-Mg-Si based aluminum alloy sheets positively added with conventional Sn still have room for improvement from the viewpoint of having both good formability after prolonged room temperature aging and high BH properties. was there.
  • the present invention is a molding Al-Mg-Si containing Sn that can exhibit high BH properties and good workability even in a car body paint baking process after long-term aging at room temperature.
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy plate.
  • the gist of the forming aluminum alloy sheet of the present invention is, in mass%, Mg: 0.3 to 1.3%, Si: 0.5 to 1.5%, Sn: 0.00.
  • the amount of Sn obtained by subtracting the Sn content contained in the residual compound having a particle size exceeding 0.1 ⁇ m is 0.005% by mass or more.
  • the manufacturing conditions such as intermediate annealing are devised, and the presence state of the contained Sn is controlled to precipitate Sn as a compound. It suppresses and promotes the solid solution of Sn in the matrix, and ensures the solid solution amount of Sn.
  • the effect of improving heme workability and BH property is sufficiently exhibited by the trapping of Sn atomic vacancies and the suppression of aging by the release effect.
  • an Sn-containing Al—Mg—Si based aluminum alloy plate that can exhibit higher formability and BH properties even when it is aged at room temperature for a long time, for example, for 100 days after the plate is manufactured.
  • the conventional Sn-containing Al—Mg—Si-based aluminum alloy sheet has not been able to sufficiently exhibit such effects of Sn.
  • the solid solution and precipitation of Sn which was only one of the selective additive elements, while always paying attention to the solid solution and precipitation of the main elements Mg and Si. This is probably due to the fact that they did not pay much attention.
  • the Sn present form of the plate produced by a conventional method is crystallization or precipitation (hereinafter, also simply referred to as precipitation) as a compound. In contrast to this, it is difficult to solidify Sn itself, and since the solid solution state of Sn is a very rare form, it is difficult to know the effects exhibited by the solid solution of Sn. Inferred.
  • the 6000 series aluminum alloy plate targeted by the present invention is required to have excellent properties such as formability, BH property, strength, weldability, and corrosion resistance as a plate for an automobile panel.
  • the composition of the aluminum alloy plate is, by mass, Mg: 0.3 to 1.3%, Si: 0.5 to 1.5%, Sn: 0.005 to 0 2% each, and the balance consisting of Al and inevitable impurities.
  • % display of content of each element means the mass% altogether.
  • the percentage (mass%) based on mass is the same as the percentage (wt%) based on weight.
  • the content of each chemical component may be expressed as “X% or less (excluding 0%)” as “over 0% and X% or less”.
  • the 6000 series aluminum alloy plate targeted by the present invention is an excess Si type 6000 series aluminum alloy plate having a better BH property and a Si / Mg mass ratio of Si / Mg of 1 or more. Is preferred.
  • the 6000 series aluminum alloy sheet secures formability by reducing the yield strength during press molding and bending, and is age-hardened by heating during relatively low temperature artificial aging treatment such as paint baking treatment of the panel after molding. Yield strength is improved, and it has excellent age-hardening ability (BH property) that can secure the required strength.
  • the excess Si type 6000 series aluminum alloy plate is more excellent in this BH property than the 6000 series aluminum alloy plate having a mass ratio Si / Mg of less than 1.
  • other elements other than Mg and Si are impurities or elements that may be contained, and the content (allowable amount) at each element level is in accordance with AA or JIS standards.
  • the following elements are allowed to be contained in the range below the upper limit amount in accordance with AA to JIS standards defined below.
  • Mn 1.0% or less (excluding 0%), Cu: 1.0% or less (excluding 0%), Fe: 1.0% or less (excluding 0%) %), Cr: 0.3% or less (excluding 0%), Zr: 0.3% or less (excluding 0%), V: 0.3% or less (provided that 0% not included), Ti: 0.05% or less (excluding 0%), Zn: 1.0% or less (excluding 0%), Ag: 0.2% or less (excluding In addition to the basic composition described above, one or more of the above may be further contained within this range.
  • the Cu content is preferably 0.7% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Mn, Fe, Cr, Zr, and V are contained in a large amount, a relatively coarse compound is likely to be generated, and the hem workability (hem bendability) that is a subject of the present invention is likely to be deteriorated.
  • the Mn content is preferably 0.6% or less, more preferably 0.3% or less, and the Cr, Zr and V contents are each preferably 0.2% or less, more preferably 0.00%. 1% or less.
  • the Fe content is preferably 0.8% or less.
  • Si 0.5 to 1.5%
  • Si is a major element, and forms Mg-Si-based precipitates that contribute to strength improvement during solid solution strengthening and artificial aging treatment such as paint baking treatment, and exhibits age-hardening ability, which is necessary for automobile outer panels It is an indispensable element for obtaining a sufficient strength (yield strength).
  • Si / Mg is made to be 1.0 or more in mass ratio, and Si is further Mg than the generally called excess Si type. It is preferable to make the composition of 6000 series aluminum alloy excessively contained. If the Si content is too small, the amount of Mg—Si based precipitates is insufficient, and the BH property is significantly reduced.
  • Si is set in the range of 0.5 to 1.5%.
  • a more preferable lower limit value of the Si content is 0.6%, and a more preferable upper limit value is 1.4%.
  • Mg 0.3 to 1.3%
  • Mg is also a major element, forming solid solution strengthening and forming an Mg-Si-based precipitate that contributes to strength improvement during artificial aging treatment such as paint baking treatment, and exhibits age-hardening ability and the required proof strength as a panel It is an essential element for obtaining. If the Mg content is too small, the amount of Mg—Si-based precipitates is insufficient, and the BH property is significantly reduced. For this reason, the proof stress required as a panel cannot be obtained. On the other hand, when there is too much Mg content, a coarse crystallized substance and a precipitate will be formed and bending workability will fall remarkably. Therefore, the Mg content is in the range of 0.3 to 1.3%. A more preferable lower limit of the Mg content is 0.4%, and a more preferable upper limit is 1.2%.
  • Sn 0.005 to 0.2% Sn is an essential element.
  • the diffusion of Mg and Si at room temperature is suppressed, and the increase in strength at room temperature (room temperature aging) is suppressed over a long period of time.
  • the trapped pores are released during the artificial aging treatment such as the paint baking treatment of the molded panel.
  • the diffusion of Mg and Si can be promoted and the BH property can be increased. .
  • the Sn content is in the range of 0.005 to 0.2%.
  • the more preferable lower limit value of the Sn content is 0.01%, and the more preferable upper limit value is 0.18%.
  • the Sn—Al—Mg—Si based aluminum alloy sheet of the present invention is an Al—Mg—Si based aluminum alloy sheet that does not contain Sn in terms of its solid solution in terms of structure and characteristics. It is very different compared to Similarly, even in the case of Al—Mg—Si-based aluminum alloy plates containing Sn (the same amount), if the production conditions such as intermediate annealing are different, the solid solution amount of Sn will be different, and normal plate production will be different. Under conditions (ordinary method), Sn is likely to precipitate as a compound, and the amount of solid solution is remarkably low (small).
  • Standard of Sn solid solution amount The present invention is characterized by securing the solid solution amount of Sn necessary for exhibiting the effect of Sn described above.
  • a guideline (standard) for securing the solid solution amount of Sn the Sn content contained in the residual compound having a particle size of more than 0.1 ⁇ m separated by the residue extraction method using hot phenol is subtracted from the Sn content of the plate.
  • the amount of Sn is 0.005% by mass or more.
  • the insoluble residue compound having a particle size of more than 0.1 ⁇ m separated by the residue extraction method using hot phenol is a precipitate, and the Sn content contained in this is the Sn contained in the alloy composition of the plate
  • the solid Sn content is excluded, and the amount of Sn deposited as a precipitate is shown. Therefore, the amount of Sn obtained by subtracting the Sn content contained in the residual compound having a particle size of more than 0.1 ⁇ m separated by the residue extraction method using hot phenol from the Sn content as the alloy composition of this plate is In the invention, it means the solid solution amount of Sn.
  • the amount of Sn subtracted is 0.005% by mass or more, the amount of precipitated Sn is small, and the solid solution amount of Sn is an amount sufficient to exhibit the effect of added Sn.
  • the amount of Sn subtracted is less than 0.005% by mass, the solid solution amount of Sn is a small amount that does not exhibit the effect of the added Sn.
  • the upper limit of the subtracted amount of Sn is the Sn content (amount of Sn deposited) contained in the residue compound having a particle size of more than 0.1 ⁇ m separated by the residue extraction method. This is a case of 0. That is, this is the case where the Sn contained in the plate is in solid solution in the matrix, and the case where the Sn content of the plate is the same as the subtracted amount of Sn.
  • the actual upper limit of the subtracted Sn amount (Sn solid solution amount) is smaller than the Sn content as the alloy composition of the plate. It becomes about 15 mass%.
  • the amount of Sn deposited as a residue compound (precipitate) with a particle size exceeding 0.1 ⁇ m can be accurately measured with good reproducibility using the method of residue extraction method described later, and at the same time, as the alloy composition It was found that the solid solution amount of Sn can be measured alternatively (indirectly) by subtracting the precipitated Sn amount from the Sn content. It was also found that the evaluation of the Sn solid solution amount using the residue amount by this residue extraction method correlates well with the effect exhibited by actual Sn (solid solution Sn).
  • the filter mesh for separating and separating solid liquid is usually 0.1 ⁇ m, and the boundary of the size of particles (solid) separated from the liquid is 0.1 ⁇ m. Then, residual compounds exceeding 0.1 ⁇ m are regarded (handled) as precipitates, while those having a size of 0.1 ⁇ m or less are regarded (handled) as a solution (solid solution state) in which the alloy elements are dissolved.
  • the residue compound to be separated becomes finer than 0.1 ⁇ m or less, it approaches a nano-level solid solution state, and it is difficult to determine whether it is a solid solution or a precipitate. There is no correlation with the effect.
  • the particle size is separated and classified by 0.1 ⁇ m, and those exceeding 0.1 ⁇ m are regarded as residual compounds (to be precise) as Sn precipitates.
  • a value obtained by subtracting the amount of precipitated Sn (presumed to be precipitated) from the Sn content as a composition is defined as a solid solution amount of Sn (to be exact).
  • Extraction residue method The extraction residue method for measuring the solid solution amount of Sn is performed as follows. First, after putting phenol into a decomposition flask and heating, each sample plate sample to be measured is transferred to this decomposition flask and thermally decomposed. Next, after adding benzyl alcohol, suction filtration is performed to collect undissolved residue on the filter. The collected residue is washed with benzyl alcohol and methanol, and the Sn content is quantitatively analyzed. For this quantitative analysis, atomic absorption spectrometry (AAS), inductively coupled plasma optical emission spectrometry (ICP-OES), or the like is appropriately used.
  • AAS atomic absorption spectrometry
  • ICP-OES inductively coupled plasma optical emission spectrometry
  • a membrane filter having a mesh (collected particle diameter) of 0.1 ⁇ m and a diameter of 47 mm is used for the suction filtration. Then, the Sn content contained in the residual compound having a particle size exceeding 0.1 ⁇ m is subtracted from the Sn content as the alloy composition, and calculated as the solid solution amount (mass%) of Sn. This measurement and calculation are performed at any 10 locations on the test plate (10 samples are collected), and the solid solution amount (mass%) of Sn in each sample is averaged.
  • the aluminum alloy sheet of the present invention is a conventional process or a publicly known process.
  • the aluminum alloy ingot having the above-mentioned 6000 series component composition is subjected to homogenization heat treatment after casting, and subjected to hot rolling and cold rolling. And is further subjected to a tempering treatment such as solution quenching.
  • an ordinary molten casting method such as a continuous casting method and a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected for the molten aluminum alloy adjusted to be dissolved within the above-mentioned 6000 series component composition range.
  • the average cooling rate during casting is as large as possible (fast) from the liquidus temperature to the solidus temperature of 30 ° C./min or more. It is preferable to do.
  • homogenization heat treatment Next, the cast aluminum alloy ingot is subjected to a homogenization heat treatment prior to hot rolling.
  • the purpose of this homogenization heat treatment (soaking) is to homogenize the structure, that is, eliminate segregation in crystal grains in the ingot structure.
  • the conditions are not particularly limited as long as the object is achieved, and normal one-stage or one-stage processing may be performed.
  • the homogenization heat treatment temperature is appropriately selected from the range of 500 ° C. or more and less than the melting point, and the homogenization time is 4 hours or more.
  • this homogenization temperature is low, segregation within the crystal grains cannot be sufficiently eliminated, and this acts as a starting point of fracture, so that stretch flangeability and bending workability are deteriorated.
  • the hot rolling may be started immediately, or the hot rolling may be started after cooling to an appropriate temperature.
  • Hot rolling is composed of a rough rolling process of an ingot (slab) and a finish rolling process according to the thickness of the sheet to be rolled.
  • a reverse or tandem rolling mill is appropriately used.
  • the hot rolling start temperature is set in the range of 350 ° C. to the solidus temperature, more preferably 400 ° C. to the solidus temperature.
  • Hot rolled sheet annealing Annealing (roughening) before cold rolling of this hot-rolled sheet is not always necessary, but it may be carried out to further improve properties such as formability by refining crystal grains and optimizing the texture. good.
  • Cold rolling In the cold rolling, the hot-rolled sheet is rolled to produce a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired final thickness.
  • the total cold rolling rate is desirably 60% or more regardless of the number of passes.
  • the plate Before this cold rolling (after hot rolling) or in the middle of cold rolling (between passes), the plate is held at a high temperature of 480 ° C or higher and below the melting point for 0.1 to 10 seconds, and then 3 ° C / second or higher It is preferable to repeat the intermediate annealing forcibly cooling (rapid cooling) to room temperature at an average cooling rate of 2 times or more, so that Sn produced as a compound in the hot rolling step or the like is dissolved. In ordinary methods, Sn is likely to precipitate, and it is difficult to re-dissolve Sn once precipitated. In order to dissolve Sn as defined in the present invention, a short heat treatment at such a high temperature is required. Must be done multiple times. However, as long as it is within this condition range, a plurality of heat treatment conditions may not be the same, but may be changed.
  • the holding time may be a short time including momentary such as 0.1 seconds, but if it exceeds 10 seconds, the mechanical properties of the plate are remarkably deteriorated.
  • the cooling after annealing is not the forced cooling (rapid cooling) to room temperature by air cooling, mist, water cooling or the like with an average cooling rate of 3 ° C./second or more, that is, the average cooling rate is less than 3 ° C./second. Then, Sn once dissolved is reprecipitated and compounded.
  • Annealing under such conditions is impossible in a batch furnace, including rapid cooling, and requires a continuous heat treatment furnace that winds the sheet through the furnace while unwinding it.
  • the solid solution amount of Sn is inevitably insufficient by only one continuous annealing.
  • the intermediate annealing by continuous annealing shall be repeated twice or more.
  • the number of repetitions of continuous annealing is preferably about 2 because the efficiency of the manufacturing process is greatly reduced as the number of repetitions increases.
  • the solution treatment and quenching treatment may be heating and cooling by a normal continuous heat treatment line, and is not particularly limited. However, since it is desirable to obtain a sufficient solid solution amount of each element and that the crystal grains of the plate structure are finer, the solution treatment temperature is 520 ° C. or higher and the melting temperature or lower. The heating is performed for at least 2 seconds and the condition is maintained for 0 to 10 seconds. And the average cooling rate from solution temperature to quenching stop temperature shall be 3 ° C / second or more.
  • the quenching treatment is performed by selecting water cooling means and conditions such as air cooling such as a fan, mist, spray, and immersion, respectively.
  • the solution annealing treatment and the roughing conditions after the hot rolling are also similar in temperature and the like to the intermediate annealing conditions, but the intermediate annealing does not exist or is performed at a temperature of 520 ° C. or higher. If the various conditions such as the above are not satisfied, Sn cannot be dissolved in the required amount or the specified amount only by performing the solution quenching process or the roughening after the hot rolling.
  • reheating treatment a pre-aging treatment (reheating treatment) is performed after the solution quenching treatment in order to form an aggregate (cluster) of atoms serving as nuclei of the Mg—Si-based compound generated during the BH treatment.
  • the ultimate temperature (substance temperature) of the plate is preferably in the temperature range of 80 to 150 ° C., and the holding time is preferably in the range of 3 to 50 hours.
  • the cooling to room temperature after the reheating treatment may be allowed to cool or may be forcibly quenched using the cooling means at the time of quenching in order to increase production efficiency.
  • the specific production conditions for these aluminum alloy plates were as follows. Aluminum alloy ingots having respective compositions shown in Table 1 were commonly melted by DC casting. At this time, in common with each example, the average cooling rate during casting was set to 50 ° C./min from the liquidus temperature to the solidus temperature. In addition, in the display of the content of each element in Table 1 showing the composition of the 6000 series aluminum alloy plate of each example, the display in which the numerical value of each element is blank is the content below the detection limit. It shows 0% not containing any elements.
  • the ingot was subjected to soaking treatment at 540 ° C. for 4 hours in common with each example, and then hot rough rolling was started. And in each example, it was hot rolled to a thickness of 2.5 mm in the subsequent finish rolling to obtain a hot rolled sheet.
  • Table 2 the aluminum alloy plate after hot rolling was subjected to rough annealing at 500 ° C. for 1 minute in common with each example, and then during the cold rolling pass (between passes) as shown in Table 2.
  • Intermediate annealing with an annealing furnace was performed under various conditions with different numbers, temperatures, average cooling rates, and the like, and finally a cold-rolled sheet (product sheet) having a thickness of 1.0 mm was obtained.
  • these cold-rolled sheets were subjected to a solution treatment in a 560 ° C. glass stone furnace in common with each example, held for 10 seconds after reaching the target temperature, and quenched by water cooling. Immediately after this quenching, a preliminary aging treatment was carried out by holding at 100 ° C. for 5 hours (after holding, slow cooling at a cooling rate of 0.6 ° C./hour).
  • Specimen plates were cut out from each plate immediately after the tempering treatment, and the structure of each test plate (solid solution amount of Sn) was measured. Moreover, a test plate (blank) was cut out from each plate after being left at room temperature for 100 days after the tempering treatment, and the strength (AS proof stress) and BH property of each test plate were investigated. These results are shown in Table 2.
  • Test plate structure As the solid solution amount of Sn in each test plate immediately after the tempering treatment, a residue having a particle size of more than 0.1 ⁇ m separated from the Sn content of this plate by the residue extraction method using hot phenol by the measurement method described above. The amount (mass%) of Sn after subtracting the Sn content contained in the compound was investigated.
  • Test test In the tensile test, JISZ2201 No. 5 test pieces (25 mm ⁇ 50 mmGL ⁇ plate thickness) were sampled from each test plate after being left at room temperature for 100 days after the tempering treatment, and a tensile test was performed at room temperature. It was. The tensile direction of the test piece at this time was the direction perpendicular to the rolling direction. The tensile speed was 5 mm / min up to 0.2% proof stress and 20 mm / min after proof stress. The N number for the measurement of mechanical properties was 5, and each was calculated as an average value. The test piece for measuring the yield strength after the BH was subjected to the BH treatment after giving a pre-strain of 2% simulating press forming of the plate to the test piece by the tensile tester.
  • BH property Each test plate was commonly aged at room temperature for 100 days and then subjected to an artificial age-hardening treatment at 185 ° C. for 20 minutes (after BH). Yield strength) was determined by the tensile test. And the BH property of each test plate was evaluated from the difference between these 0.2% proof stresses (increased proof stress), and the case where the increased amount of 0.2% proof stress was 100 MPa or more was regarded as acceptable.
  • Hem workability Hem workability was measured for each test plate after standing at room temperature for 100 days.
  • a strip-shaped test piece with a width of 30 mm was used, and after bending 90 ° with an internal bend R of 1.0 mm by a down flange, a 1.0 mm thick inner was sandwiched, and the bent portion was further bent inwardly to about 130 degrees.
  • Pre-hem processing was performed, and flat hem processing was performed in which the end was closely attached to the inner by bending 180 degrees.
  • the flat hem bend (edge bend) is visually observed for surface conditions such as rough skin, minute cracks, and large cracks, and visually evaluated according to the following criteria. . 0: No cracking, rough skin, 1: Mild rough skin, 2; Deep rough skin, 3: Small surface crack, 4; Continuous surface crack, 5: Break
  • each of the inventive examples shown in the numbers 1 to 4 and 12 to 23 in Table 2 is within the composition range of the present invention (alloy numbers 1 to 13 in Table 1) and within the above-mentioned preferable condition range including the intermediate annealing. Manufacture.
  • each of these invention examples is the Sn content obtained by subtracting the Sn content contained in the residue compound separated by the residue extraction method from the Sn content of the plate as defined in the present invention. (Mass%) is satisfied, precipitation of contained Sn is suppressed, and the solid solution amount of Sn is high.
  • each of the above-mentioned invention examples is BH (baked hard), even after long-term aging at room temperature for 100 days after the tempering treatment or even when the As proof strength is at a level of 90 to 110 MPa.
  • the yield strength is 190 MPa and the difference in yield strength is 100 MPa or more.
  • the As yield strength is relatively low, so that it is excellent in press formability to automobile panels and the like, and is excellent in hem workability.
  • Comparative Examples 5 to 11 in Table 2 using the same alloy number 1 in Table 1 as those of the invention examples are examples in which the intermediate annealing conditions deviate from the preferred range.
  • the Sn content (% by mass) obtained by subtracting the Sn content contained in the residue compound separated by the residue extraction method from the Sn content of the plate defined in the present invention is too small.
  • precipitation of contained Sn cannot be suppressed, and the solid solution amount of Sn is low.
  • the said invention example which is the same alloy composition it is inferior to the press moldability and hem workability to a motor vehicle panel etc., and yield strength difference is less than 100 Mpa, and BH property is also inferior.
  • Comparative Example 5 is not subjected to intermediate annealing. Although the comparative example 6 satisfy
  • the second intermediate annealing satisfies the conditions of temperature, holding time, and average cooling rate, but the temperature of the first intermediate annealing is 400 ° C. and less than 480 ° C., which is too low.
  • the first intermediate annealing satisfies the conditions of temperature, holding time, and average cooling rate, but the temperature of the second intermediate annealing is 400 ° C. and less than 480 ° C., which is too low.
  • the temperature of the first and second intermediate annealings is 460 ° C., which is both less than 480 ° C. and too low.
  • the temperature and holding time of the first and second intermediate annealing satisfy the conditions, but the average cooling rate of the first or second time is too slow.
  • Comparative Examples 24 to 29 in Table 2 are manufactured within a preferable range including intermediate annealing conditions, Alloy Nos. 14 to 19 in Table 1 are used, and inclusion of essential elements Mg, Si, and Sn Each amount is outside the scope of the present invention. For this reason, as shown in Table 2, these Comparative Examples 24 to 29 have a relatively high As yield strength after holding at room temperature for 100 days, as compared with each invention example. It is inferior in workability or BH property. In Comparative Example 27, Sn was too much, and cracking occurred during hot rolling, so that the hot rolled sheet itself could not be manufactured.
  • the comparative example 24 is the alloy 14 of Table 1, and there is too little Si.
  • the comparative example 25 is the alloy 15 of Table 1, and there is too much Si.
  • the comparative example 26 is the alloy 16 of Table 1, and there is too little Sn.
  • the comparative example 27 is the alloy 17 of Table 1, and there is too much Sn.
  • the comparative example 28 is the alloy 18 of Table 1, and there is too little Mg.
  • the comparative example 29 is the alloy 19 of Table 1, and there is too much Mg.
  • the present invention it is possible to provide a 6000 series aluminum alloy plate having both BH properties and formability after long-term room temperature aging.
  • the application of the 6000 series aluminum alloy plate can be expanded as a member for a transport device such as an automobile, a ship or a vehicle, a home appliance, a building or a structure, and particularly as a member for a transport device such as an automobile.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Body Structure For Vehicles (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

　本発明は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｓｎ：０．００５～０．２％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、前記アルミニウム合金板のＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量が０．００５質量％以上である成形用アルミニウム合金板に関する。当該成形用アルミニウム合金板は、長期室温時効後のＢＨ性や成形性を兼備する。

Description

成形用アルミニウム合金板
　本発明は成形用Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板であって、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施された後であって、焼付け塗装硬化処理される前のアルミニウム合金板を言う。また、以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。
　近年、地球環境などへの配慮から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえて、成形性や焼付け塗装硬化性に優れた、より軽量なアルミニウム合金材の適用が増加しつつある。
　この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル（外板）やインナパネル（内板）等のパネルには、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ ６０００系（以下、単に６０００系とも言う）アルミニウム合金板の使用が検討されている。
　この６０００系アルミニウム合金板は、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含み、特に過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金は、これらＳｉ／Ｍｇが質量比で１以上である組成を有し、優れた時効硬化能を有している。このため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効（硬化）処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、パネルとしての必要な強度を確保できる焼付け塗装硬化性（以下、ベークハード性＝ＢＨ性、焼付硬化性とも言う)がある。
　また、６０００系アルミニウム合金板は、Ｍｇ量などの合金量が多い他の５０００系アルミニウム合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これらアルミニウム合金板のスクラップを、アルミニウム合金溶解材（溶解原料）として再利用する際に、元の６０００系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。
　一方、自動車のアウタパネルは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどの大型のアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム（ヘミング）加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。
　ここで、６０００系アルミニウム合金は、優れたＢＨ性を有するという利点がある反面で、室温時効性を有し、溶体化焼入れ処理後、数ヶ月間の室温保持で時効硬化して強度が増加することにより、パネルへの成形性、特に曲げ加工性が低下する課題があった。例えば、６０００系アルミニウム合金板を自動車パネル用途に用いる場合、アルミメーカーで溶体化焼入れ処理された後（製造後）、自動車メーカーでパネルに成形加工されるまでに、通常は１～４ヶ月間程度室温におかれ（室温放置され）、この間で、かなり時効硬化（室温時効）することとなる。特に、厳しい曲げ加工が入るアウタパネルにおいては、製造後１ヵ月経過後では、問題無く成形可能であっても、３ヶ月経過後では、ヘム加工時に割れが生じるなどの問題が有った。したがって、自動車パネル用、特にアウタパネル用の６０００系アルミニウム合金板では、１～４ヶ月間程度の比較的長期に亙る室温時効を抑制する必要がある。
　更に、このような室温時効が大きい場合には、ＢＨ性が低下して、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効（硬化）処理時の加熱によっては、パネルとしての必要な強度までに、耐力が向上しなくなるという問題も生じる。
　従来から、６０００系アルミニウム合金板の組織、特に含有元素が形成する化合物（晶出物、析出物）の観点から、成形性やＢＨ性の向上、あるいは室温時効の抑制を図るなどの特性向上について、種々の提案がなされている。最近では、特に、６０００系アルミニウム合金板のＢＨ性や室温時効性に影響するクラスタ（原子の集合体）を直接測定して制御する試みなども提案されている。
　また、本発明におけるＳｎの添加に関係する先行特許としても、６０００系アルミニウム合金板にＳｎを積極的に添加し、室温時効を抑制し、焼付け塗装硬化性を向上させる方法も多数提案されている。例えば、特許文献１では、経時変化抑制効果を有するＳｎを適量添加し、また溶体化処理後に予備時効を施すことで、室温時効抑制と焼付け塗装硬化を兼備する方法が兼備されている。また、特許文献２では、経時変化抑制効果を有するＳｎと成形性を向上させるＣｕを添加して、成形性、焼付け塗装性、耐食性を向上させる方法が提案されている。
日本国特開平０９－２４９９５０号公報 日本国特開平１０－２２６８９４号公報 日本国特開２０００－１４４２９４号公報 日本国特開２００３－２２１６３７号公報 日本国特開２００３－２６８４７２号公報
　ただし、従来のＳｎを積極的に添加したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板でも、長時間の室温時効後の良好な成形性と高いＢＨ性とを兼備するとの観点からは、未だ改善の余地があった。
　このような課題に鑑み、本発明は、長時間の室温時効後の車体塗装焼付け処理であっても、高いＢＨ性と良好な加工性とが発揮できる、Ｓｎを含む成形用Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
　この目的を達成するために、本発明の成形用アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｓｎ：０．００５～０．２％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、前記アルミニウム合金板のＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量が０．００５質量％以上であることとする。
　Ｓｎは、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、室温においては、原子空孔を捕獲（捕捉、トラップ）することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加を抑制し、板のパネルへの成形時に、ヘム加工性や絞り加工や張出加工などのプレス成形性（以下、このプレス成形性を代表してヘム加工性とも言う）を向上させる効果がある。そして、パネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時には捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。
　ただ、本発明者らの知見によれば、このようなＳｎの添加には、Ｓｎ特有の特性からくる大きな制約が存在する。Ｓｎの原子空孔の捕獲や放出効果は、Ｓｎがマトリックスに固溶して初めて発揮される。しかしながら、Ｓｎのマトリックスへの固溶量はごく少なく（低く）、通常の板の製造方法では、Ｓｎの添加量を理論固溶量以下に抑えたとしても、その多くが固溶せずに、化合物として晶出あるいは析出してしまう。このように化合物として晶出あるいは析出したＳｎには原子空孔の捕獲や放出効果が無い。
　このため、本発明では、板の製造方法も敢えて見直した上で、後述する通り、中間焼鈍などの製造条件を工夫し、含有するＳｎの存在状態を制御して、Ｓｎの化合物としての析出を抑制し、Ｓｎのマトリックスへの固溶を促進して、Ｓｎの固溶量を確保する。これによって、Ｓｎの原子空孔の捕獲や放出効果による時効抑制によって、ヘム加工性やＢＨ性の向上効果を十分に発揮させる。
　これによって、板製造後に例えば１００日間の長時間室温時効した場合であっても、より高い成形性やＢＨ性が発揮できる、Ｓｎ含有Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供できる。
　ちなみに、従来のＳｎ含有Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板では、このようなＳｎの効果を充分に発揮できてはいなかった。
　その理由は、従来は、主要元素であるＭｇやＳｉの固溶や析出には常に注目しながらも、選択的な添加元素の一つでしかなかった、Ｓｎの固溶や析出の存在形態には、あまり注目していなかったためであると推考される。また、常法により製造された板のＳｎの存在形態は、化合物としての晶出あるいは析出（以下、単に析出とも言う）である。これとは異なり、しかも、Ｓｎを固溶させること自体が難しく、Ｓｎの固溶状態がごく稀な存在形態であるため、Ｓｎの固溶により発揮される効果について、知見しにくかったためであると推考される。
　以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。
（化学成分組成）
　先ず、本発明のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系（以下、６０００系とも言う）アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、自動車のパネル用の板などとして、優れた成形性やＢＨ性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。
　このような要求を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０．３～１．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｓｎ：０．００５～０．２％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。ここで、本明細書においては、質量を基準とした百分率（質量％）は、重量を基準とした百分率（重量％）と同じである。また、各化学成分の含有量について、「Ｘ％以下（但し、０％を含まず）」であることを、「０％超Ｘ％以下」と表すことがある。
　本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、ＢＨ性がより優れた、ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ／Ｍｇが１以上であるような過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板とされるのが好ましい。６０００系アルミニウム合金板は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる優れた時効硬化能（ＢＨ性）を有している。この中でも、過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板は、質量比Ｓｉ／Ｍｇが１未満の６０００系アルミニウム合金板に比して、このＢＨ性がより優れている。
　本発明では、これらＭｇ、Ｓｉ以外のその他の元素は不純物あるいは含まれても良い元素であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各元素レベルの含有量（許容量）とする。
　すなわち、資源リサイクルの観点から、本発明でも、合金の溶解原料として、高純度Ａｌ地金だけではなく、Ｍｇ、Ｓｉ以外のその他の元素を添加元素（合金元素）として多く含む６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを多量に使用した場合には、下記のような他の元素が必然的に実質量混入される。そして、これらの元素を敢えて低減する精錬自体がコストアップとなるため、ある程度の含有を許容することが必要となる。また、これらの元素を実質量含有しても、本発明目的や効果を阻害しない有用な含有範囲がある。
　したがって、本発明では、このような下記元素を各々以下に規定するＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った上限量以下の範囲での含有を許容する。
　具体的には、Ｍｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｕ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｆｅ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ｃｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｒ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｖ：０．３％以下（但し、０％を含まず）、Ｔｉ：０．０５％以下（但し、０％を含まず）、Ｚｎ：１．０％以下（但し、０％を含まず）、Ａｇ：０．２％以下（但し、０％を含まず）の１種または２種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。
　なお、これらの元素を含有する場合、Ｃｕは含有量が多いと耐食性を劣化させやすいので、好ましくはＣｕの含有量を０．７％以下、より好ましくは０．３％以下とする。また、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶは、含有量が多いと比較的粗大な化合物を生成しやすく、本発明で課題とするヘム加工性（ヘム曲げ性）を劣化させやすい。このため、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．３％以下とし、Ｃｒ、Ｚｒ及びＶ含有量は、それぞれ、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下とする。また、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．８％以下とする。
　上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に順に説明する。
Ｓｉ：０．５～１．５％
　Ｓｉは、主要元素として、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。また、パネルへの成形後の塗装焼き付け処理での優れた時効硬化能を発揮させるためには、Ｓｉ／Ｍｇを質量比で１．０以上とし、一般に言われる過剰Ｓｉ型よりも更にＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。Ｓｉ含有量が少なすぎると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ｓｉは０．５～１．５％の範囲とする。Ｓｉ含有量のさらに好ましい下限値は０．６％であり、さらに好ましい上限値は１．４％である。
Ｍｇ：０．３～１．３％
　Ｍｇも、主要元素として、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとしての必要耐力を得るための必須の元素である。Ｍｇ含有量が少なすぎると、Ｍｇ－Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下する。このためパネルとして必要な耐力が得られない。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、曲げ加工性が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．３～１．３％の範囲とする。Ｍｇ含有量のさらに好ましい下限値は０．４％であり、さらに好ましい上限値は１．２％である。
Ｓｎ：０．００５～０．２％
　Ｓｎは必須の元素であり、室温において原子空孔を捕獲することで、室温でのＭｇやＳｉの拡散を抑制し、室温における強度増加（室温時効）を長期に亘って抑制し、この室温時効後の板の、パネルへのプレス成形時に、プレス成形性や、特にヘム加工性を向上させる効果がある。そして、一方では、成形されたパネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、捕獲していた空孔を放出するため、逆にＭｇやＳｉの拡散を促進し、ＢＨ性を高くすることができる。
　Ｓｎの含有量が少なすぎると、室温における強度増加を抑制できず、耐力が高くなって、ヘム加工性が劣化するだけでなく、ＢＨ処理時のＭｇ－Ｓｉ系析出物の生成量も減少して、ＢＨ性が低くなりやすい。したがって、Ｓｎの含有量は０．００５～０．２％の範囲とする。Ｓｎ含有量のさらに好ましい下限値は０．０１％であり、さらに好ましい上限値は０．１８％である。
　但し、これらのＳｎの効果は、Ｓｎが固溶して初めて発揮される。このために、本発明では、後述する通り、残渣抽出法により測定した、Ｓｎの必要固溶量を確保する。
　したがって、本発明のＳｎを含有したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板は、Ｓｎの固溶という点で、組織的にも特性的にも、Ｓｎを含有しないＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板と比較して大きく異なる。また、同じように（同じ量）Ｓｎを含有したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であっても、中間焼鈍などの製造条件が違えば、Ｓｎの固溶量が異なり、通常の板の製造条件（常法）では、Ｓｎが化合物として析出しやすく、固溶量が著しく低い（少ない）ために、その組織は互いに大きく異なる。このため、同じように（同じ量）Ｓｎを含有していても、本発明のような高いレベルで室温時効を抑制するとともに、ＢＨ性やヘム加工性を向上させる効果のある組織が得られるとは限らない。
（組織）
　本発明の６０００系アルミニウム合金板の組織について、以下に説明する。
　Ｓｎ固溶量の目安：
　本発明では、前記したＳｎの効果を発揮させるために必要な、Ｓｎの固溶量を確保することを特徴とする。このＳｎの固溶量確保の目安（基準）として、この板のＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量を０．００５質量％以上とする。熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える、不溶性の残渣化合物とは析出物であり、これに含まれるＳｎ含有量とは、板が合金組成として含有するＳｎのうちで、固溶したＳｎを除き、析出物として析出したＳｎの量を示す。したがって、この板の合金組成としてのＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量とは、本発明ではＳｎの固溶量を意味する。
　前記差し引いたＳｎの量が０．００５質量％以上であれば、析出するＳｎが少なく、Ｓｎの固溶量が、添加したＳｎの前記効果を発揮できるに足る量であることを示している。一方、この差し引いたＳｎの量が０．００５質量％未満になると、Ｓｎの固溶量が、添加したＳｎの前記効果を発揮しないような少ない量であることを示している。
　なお、前記差し引いたＳｎの量（Ｓｎの固溶量）の上限は、残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量（析出するＳｎの量）が０となる場合である。すなわち、この板の含有するＳｎが全量マトリックス中に固溶している場合であり、板のＳｎ含有量と、前記差し引いたＳｎの量とが同じとなる場合である。ただ、Ｓｎを一定以上添加あるいは含有した場合、常法ではＳｎは析出しやすく、Ｓｎを全て固溶させることは、効率的な（工業的な）製造限界からは困難である。したがって、前記差し引いたＳｎの量（Ｓｎの固溶量）の実際の上限は、板の合金組成としてのＳｎ含有量よりも小さい値となり、具体的には、前記差し引いたＳｎの上限は０．１５質量％程度となる。
　本発明では、後述する残渣抽出法のやり方を用いて、粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物（析出物）として析出したＳｎの量を再現性良く正確に測定でき、同時に、前記合金組成としてのＳｎ含有量から、この析出したＳｎの量を差し引くことによって、Ｓｎの固溶量を代替的（間接的）に測定できることを見出した。また、この残渣抽出法による残渣量を利用したＳｎ固溶量の評価は、実際のＳｎ（固溶したＳｎ）の発揮する効果と良く相関することも知見した。
　汎用される残渣抽出法においては、通常、固液をろ過分離するフィルターのメッシュを０．１μｍとし、液体から分離する粒子（固体）のサイズの境界の基準を０．１μｍとして分離、区分けする。そして、０．１μｍを超える残渣化合物を析出物としてみなす（取り扱う）一方、０．１μｍ以下のものを合金元素が溶解する溶液（固溶状態）として見なす（取り扱う）。ここで、分離される残渣化合物が０．１μｍ以下のより微細になるほど、ナノレベルの固溶状態に近づいて、固溶か析出かの判別が難しく、固溶量あるいは析出物との相関や、発揮される効果との相関が無くなる。これは、ろ液側の元素の含有量を測定して、それをその元素の固溶量とする場合も同様である。したがって、汎用される残渣抽出法においては、合金組成としての、その元素の含有量から、分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれる、その元素の含有量を差し引いたものを、その元素の固溶量とみなすことが多い。
　したがって、本発明でも、これを踏襲し、粒子のサイズを０．１μｍによって分離、区分けし、０．１μｍを超えるものを残渣化合物として、（正確に言うと）Ｓｎの析出物とみなし、前記合金組成としてのＳｎ含有量から、この析出した（析出とみなした）Ｓｎの量を差し引いたものを、（正確に言うと）Ｓｎの固溶量としてみなして規定している。
　前記規定の通り、Ｓｎの固溶量を確保して初めて、室温における原子空孔の捕獲による、室温でのＭｇやＳｉの拡散の抑制や、室温における強度増加（室温時効）を長期に亘って抑制する効果が発揮される。この結果、この室温時効後の板のパネルへのプレス成形時に、プレス成形性や、特にヘム加工性が向上する。また、成形されたパネルの塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、前記捕獲していた空孔を放出する効果も発揮され、ＭｇやＳｉの拡散を促進して、ＢＨ性を高くすることができる。
抽出残渣法：
　Ｓｎの固溶量を測定する抽出残渣法は次のように行う。先ず、分解フラスコにフェノールを入れて加熱した後、測定対象となる各供試板試料を、この分解フラスコに移し入れて加熱分解する。次に、ベンジルアルコールを加えた後、吸引ろ過してフィルター上の未溶解残渣を捕集する。捕集した残渣は、ベンジルアルコールとメタノールで洗浄して、Ｓｎの含有量を定量分析する。この定量分析には、原子吸光分析法（ＡＡＳ）や誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ－ＯＥＳ）などを適宜用いる。前記吸引ろ過には、前記した通り、メッシュ（捕集粒子径）が０．１μｍでφ４７ｍｍのメンブレンフィルターを用いる。そして、この粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を、合金組成としてのＳｎ含有量から差し引き、Ｓｎの固溶量（質量％）として計算する。この測定と計算は、供試板の任意の１０箇所について行い（試料を１０個採取し）、これら各試料のＳｎの固溶量（質量％）を平均化する。
（製造方法）
　次に、本発明のアルミニウム合金板の製造方法について、以下に説明する。本発明のアルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記６０００系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延を施して所定の板厚とし、更に溶体化焼入れなどの調質処理を施すことにより製造される。
　但し、これらの製造工程中で、Ｓｎを固溶させるためには、後述する通り、鋳造時の平均冷却速度制御に加えて、冷間圧延途中の中間焼鈍を、好ましい条件とする。このような中間焼鈍を行わないと、Ｓｎを固溶させることが難しくなる。
（溶解、鋳造冷却速度）
　先ず、溶解、鋳造工程では、上記６０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで、本発明で規定するようにＳｎを固溶させるためには、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを３０℃／分以上と、できるだけ大きく（速く）することが好ましい。
　このような、鋳造時の高温領域での温度（冷却速度）制御を行わない場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。このように高温領域での平均冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向，厚さ方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。この結果、本発明の規定範囲に、Ｓｎを固溶させることができなくなる可能性が高くなる。
（均質化熱処理）
　次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理（均熱処理）は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この目的を達成する条件であれば、特に限定されるものではなく、通常の1回または1段の処理でも良い。
　均質化熱処理温度は、５００℃以上で融点未満、均質化時間は４時間以上の範囲から適宜選択される。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。この後、直ちに熱間圧延を開始又は、適当な温度まで冷却保持した後に熱間圧延を開始しても良い。
　この均質化熱処理を行った後、３００℃～５００℃の間を２０～１００℃／ｈの平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで２０～１００℃／ｈの平均加熱速度で３５０℃～４５０℃まで再加熱し、この温度域で熱間圧延を開始することもできる。
　この均質化熱処理後の平均冷却速度および、その後の再加熱速度の条件を外れると、粗大なＭｇ－Ｓｉ化合物が形成される可能性が高くなり、Ｓｎの効果発揮以前に、前提として必要な、６０００系アルミニウム合金板の、強度や伸びなどの基本的な機械的性質が低下する。
（熱間圧延）
　熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊（スラブ）の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。
　この際、熱延（粗圧延）開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が３５０℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は３５０℃～固相線温度、更に好ましくは４００℃～固相線温度の範囲とする。
（熱延板の焼鈍）
　この熱延板の冷間圧延前の焼鈍（荒鈍）は必ずしも必要ではないが、結晶粒の微細化や集合組織の適正化によって、成形性などの特性を更に向上させる為に実施しても良い。
（冷間圧延）
　冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板（コイルも含む）に製作する。但し、結晶粒をより微細化させるためには、パス数に関わらず、合計の冷間圧延率は６０％以上であることが望ましい。
（中間焼鈍）
　この冷間圧延前（熱延後）か、冷間圧延の途中（パス間）で、板を４８０℃以上、融点以下の高温で０．１～１０秒間保持し、次いで、３℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで強制冷却（急冷）する中間焼鈍を、繰り返して２回以上行い、それまでの熱延工程などで化合物として生成したＳｎを固溶させることが好ましい。常法ではＳｎは析出しやすく、一旦析出したＳｎを再度固溶させることもなかなか難しく、本発明で規定するようにＳｎを固溶させるためには、このような高温での短時間の熱処理を複数回行う必要がある。ただし、この条件範囲内であれば、複数回の熱処理条件を同じとせずとも、変えても良い。
　この中間焼鈍条件につき、板の温度が４８０℃未満では、例え、中間焼鈍を２回以上行っても、Ｓｎの固溶量が不足する。これは、焼鈍温度や急冷条件が範囲内である中間焼鈍の回数が１回のみでも同じである。また、保持時間は、０．１秒などの瞬間的も含む短時間で良いが、１０秒を超えると板の機械的性質が著しく低下する。また、焼鈍後の冷却を、３℃／秒以上の平均冷却速度とする、空冷やミスト、水冷などによる、室温までの強制冷却（急冷）としないと、すなわち平均冷却速度が３℃／秒未満では、一旦固溶したＳｎが再析出して化合物化してしまう。
　このような条件での焼鈍は、急冷も含めて、バッチ炉では無理で、板を巻き戻しながら炉に通板して巻き取る、連続的な熱処理炉が必要となる。このように、急冷が可能な連続焼鈍を用いる場合でも、本発明者らの知見によれば、１回だけの連続焼鈍だけでは、どうしてもＳｎの固溶量が不足する。このため、連続焼鈍による中間焼鈍を２回以上繰り返すものとする。但し、連続焼鈍の繰り返しは、回数が増すほど、製造工程の効率を大きく低下させるので、繰り返し回数は２回程度とすることが好ましい。
（溶体化および焼入れ処理）
　冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱，冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ること、および板組織の結晶粒はより微細であることが望ましいことから、５２０℃以上、溶融温度以下の溶体化処理温度に、加熱速度５℃／秒以上で加熱して、０～１０秒保持する条件で行う。そして、溶体化温度から焼入れ停止温度までの平均冷却速度を３℃／秒以上とする。冷却速度が小さいと、冷却中にＭｇ－Ｓｉ系化合物などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。
　ちなみに、この溶体化焼入れ処理や、前記熱延後の荒鈍条件も、温度などが前記中間焼鈍条件と近似するが、前記中間焼鈍が無いか、あるいは、行っていても前記５２０℃以上の温度などの諸条件を満たさなければ、この溶体化焼入れ処理や前記熱延後の荒鈍を行っただけでは、Ｓｎを前記必要量、あるいは前記規定量だけ、固溶させることができない。
（再加熱処理）
　続いて、ＢＨ処理時に生成するＭｇ－Ｓｉ系化合物の核となる原子の集合体（クラスタ）を形成させるために、溶体化焼入れ処理後に、予備時効処理（再加熱処理）を行う。板の到達温度（実体温度）は８０～１５０℃の温度範囲かつ、保持時間は３～５０時間の範囲であることが望ましい。再加熱処理後の室温までの冷却は、放冷でも、生産の効率化のために前記焼入れ時の冷却手段を用いて強制急冷しても良い。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　次に本発明の実施例を説明する。Ｓｎの固溶量が異なる６０００系アルミニウム合金板を、前記中間焼鈍条件によって作り分けて、本発明で規定するＳｎの固溶量を調査した。そして、この板を室温に１００日間保持後のＢＨ性（塗装焼付け硬化性）や、ヘム加工性も評価した。この結果を表２に示す。
　これらアルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りとした。表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。この際、各例とも共通して、鋳造時の平均冷却速度について、液相線温度から固相線温度までを５０℃／分とした。なお、各例の６０００系アルミニウム合金板の組成を示す、表１中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値をブランクとしている表示は、その含有量が検出限界以下で、これらの元素を含まない０％であることを示す。
　続いて、前記鋳塊を、各例とも共通して、５４０℃×４時間均熱処理した後、熱間粗圧延を開始した。そして、各例とも共通して、続く仕上げ圧延にて、厚さ２．５ｍｍまで熱延し、熱間圧延板とした。熱間圧延後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して、５００℃×１分の荒焼鈍を施した後、冷間圧延のパス途中（パス間）に、表２に示すように、連続焼鈍炉による中間焼鈍を、その回数や温度、平均冷却速度などを変えた、種々の条件で行って、最終的に厚さ１．０ｍｍの冷延板（製品板）とした。
　更に、これらの各冷延板を、各例とも共通して、５６０℃の硝石炉にて溶体化処理を行い、目標温度に到達後１０秒保持し、水冷にて焼入れ処理した。この焼入れ後直ちに、１００℃で５時間保持する予備時効処理を行った（保持後は冷却速度０．６℃／時間で徐冷）。
　これらの調質処理直後の各板から供試板（ブランク）を切り出し、各供試板の組織（Ｓｎの固溶量）を測定した。また、前記調質処理後に１００日間室温で放置した後の各板から供試板（ブランク）を切り出し、各供試板の強度（ＡＳ耐力）とＢＨ性とを調査した。これらの結果を表２に示す。
（供試板の組織）
　調質処理直後の各供試板のＳｎの固溶量として、前記した測定方法により、この板のＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量（質量％）を調査した。
（引張試験）
　前記引張試験は、前記調質処理後に１００日間室温で放置した後の各供試板から、各々ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０ｍｍＧＬ×板厚）を採取し、室温にて引張り試験を行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／分とした。機械的特性測定のＮ数は５とし、各々平均値で算出した。なお、前記ＢＨ後の耐力測定用の試験片には、この試験片に、板のプレス成形を模擬した２％の予歪をこの引張試験機により与えた後に、前記ＢＨ処理を行った。
（ＢＨ性）
　各供試板を各々共通して、前記１００日間の室温時効させた後に、１８５℃×２０分の人工時効硬化処理した後（ＢＨ後）の、供試板の０．２％耐力（ＢＨ後耐力）を前記引張試験により求めた。そして、これら０．２％耐力同士の差（耐力の増加量）から各供試板のＢＨ性を評価し、０．２％耐力の増加量が１００ＭＰａ以上ある場合を合格とした。
（ヘム加工性）
　ヘム加工性は、前記１００日間室温放置後の各供試板について行った。試験は、３０ｍｍ幅の短冊状試験片を用い、ダウンフランジによる内曲げＲ１．０ｍｍの９０°曲げ加工後、１．０ｍｍ厚のインナを挟み、折り曲げ部を更に内側に、順に約１３０度に折り曲げるプリヘム加工、１８０度折り曲げて端部をインナに密着させるフラットヘム加工を行った。
　このフラットヘムの曲げ部（縁曲部）の、肌荒れ、微小な割れ、大きな割れの発生などの表面状態を目視観察し、以下の基準にて目視評価し、基準０～２までを合格とした。
０；割れ、肌荒れ無し、１；軽度の肌荒れ、２；深い肌荒れ、３；微小表面割れ、４；線状に連続した表面割れ、５；破断
　表２の番号１～４、１２～２３に示す各発明例は、本発明成分組成範囲内（表１の合金番号１～１３）で、かつ、中間焼鈍を含めて前記した好ましい条件範囲内で製造している。このため、これら各発明例は、表２に示す通り、本発明で規定する、板のＳｎ含有量から、残渣抽出法により分離された残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いた、Ｓｎの量（質量％）を満たし、含有するＳｎの析出が抑制されており、Ｓｎの固溶量が高い。
　この結果、前記各発明例は、表２に示す通り、前記調質処理後１００日の長期の室温時効後であっても、Ａｓ耐力が９０～１１０ＭＰａのレベルであっても、ＢＨ（ベークハード）後の耐力が１９０ＭＰａのレベルで、耐力差が１００ＭＰａ以上と、ＢＨ性に優れている。また、前記調質処理後の長期の室温時効後であってもＡｓ耐力が比較的低いために、自動車パネルなどへのプレス成形性に優れ、ヘム加工性にも優れている。
　また、表２から分る通り、同じ表１の合金番号１を用いても、中間処理条件の違いによって、Ｓｎの固溶状態が大きく異なり、特性が大きく異なっている。すなわち、発明例１～４の中でも、中間焼鈍温度が比較的低く、平均冷却速度も比較的小さい発明例１、２に比して、中間焼鈍温度が比較的高く、平均冷却速度も比較的大きい発明例３、４は、板のＳｎ含有量から、残渣抽出法により分離された残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いた、Ｓｎの量（質量％）が多く、含有するＳｎの析出が抑制されており、Ｓｎの固溶量が高い。この結果、発明例１、２に比して、発明例３、４は、前記調質処理後１００日の長期の室温時効後であっても、ＢＨ後の耐力差がより高く、ＢＨ性がより優れている。
　これに対して、これら発明例と同じ表１の合金番号１を用いている、表２の比較例５～１１は、中間焼鈍条件が好ましい範囲から外れる例である。このため、これら比較例は、本発明で規定する、板のＳｎ含有量から、残渣抽出法により分離された残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いた、Ｓｎの量（質量％）が少なすぎて、含有するＳｎの析出が抑制できておらず、Ｓｎの固溶量が低い。このため、同じ合金組成である前記発明例に比して、自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣り、耐力差が１００ＭＰａ未満と、ＢＨ性も劣っている。
　比較例５は中間焼鈍していない。
　比較例６は、温度、保持時間、平均冷却速度の条件は満たすが、１回のみの中間焼鈍である。
　比較例７は、２回目の中間焼鈍は、温度、保持時間、平均冷却速度の条件を満たしているが、１回目の中間焼鈍の温度が４００℃と、４８０℃未満であり低すぎる。
　比較例８は、１回目の中間焼鈍は、温度、保持時間、平均冷却速度の条件を満たしているが、２回目の中間焼鈍の温度が４００℃と、４８０℃未満であり低すぎる。
　比較例９は、１回目、２回目の中間焼鈍の温度が４６０℃と、２回とも４８０℃未満で低すぎる。
　比較例１０、１１は、１回目、２回目の中間焼鈍の温度、保持時間は条件を満たしているが、１回目か２回目かの平均冷却速度が遅すぎる。
　また、表２の比較例２４～２９は、中間焼鈍条件を含めて好ましい範囲で製造しているものの、表１の合金番号１４～１９を用いており、必須元素のＭｇ、Ｓｉ、Ｓｎの含有量が各々本発明範囲を外れている。このため、これら比較例２４～２９は、表２に示す通り、各発明例に比して、特に１００日間室温保持後のＡｓ耐力が比較的高すぎて自動車パネルなどへのプレス成形性やヘム加工性に劣るか、ＢＨ性が劣っている。また、比較例２７は、Ｓｎが多すぎ、熱延時に割れが発生して熱延板自体が製造できなかった。
　比較例２４は表１の合金１４であり、Ｓｉが少なすぎる。
　比較例２５は表１の合金１５であり、Ｓｉが多すぎる。
　比較例２６は表１の合金１６であり、Ｓｎが少なすぎる
　比較例２７は表１の合金１７であり、Ｓｎが多すぎる。
　比較例２８は表１の合金１８であり、Ｍｇが少なすぎる。
　比較例２９は表１の合金１９であり、Ｍｇが多すぎる。
　以上の実施例の結果から、Ｓｎを含む６０００系アルミニウム合金板の長期室温時効後のヘム加工性やＢＨ性向上に対して、本発明で規定する組成やＳｎの固溶量とすることや、中間焼鈍条件などの好ましい製造条件の、臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明を特定の態様を参照して詳細に説明したが、本発明の精神と範囲を離れることなく様々な変更および修正が可能であることは、当業者にとって明らかである。
　なお、本出願は、２０１３年１２月２５日付けで出願された日本特許出願（特願２０１３－２６７５９１）に基づいており、その全体が引用により援用される。
　本発明によれば、長期室温時効後のＢＨ性や成形性を兼備する６０００系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の部材に６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｍｇ：０．３～１．３％、Ｓｉ：０．５～１．５％、Ｓｎ：０．００５～０．２％を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、前記アルミニウム合金板のＳｎ含有量から、熱フェノールによる残渣抽出法により分離された粒子サイズが０．１μｍを超える残渣化合物に含まれるＳｎ含有量を差し引いたＳｎの量が０．００５質量％以上である成形用アルミニウム合金板。
  2. 　前記アルミニウム合金板が、更に、Ｍｎ：０％超１．０％以下、Ｃｕ：０％超１．０％以下、Ｆｅ：０％超１．０％以下、Ｃｒ：０％超０．３％以下、Ｚｒ：０％超０．３％以下、Ｖ：０％超０．３％以下、Ｔｉ：０％超０．０５％以下、Ｚｎ：０％超１．０％以下、Ａｇ：０％超０．２％以下の１種または２種以上を含む請求項１に記載の成形用アルミニウム合金板。
  3. 　ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ／Ｍｇが１以上である請求項１又は２に記載の成形用アルミニウム合金板。
PCT/JP2014/082463 2013-12-25 2014-12-08 成形用アルミニウム合金板 WO2015098484A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201480070392.7A CN105829559B (zh) 2013-12-25 2014-12-08 成形用铝合金板
US15/101,232 US20160305000A1 (en) 2013-12-25 2014-12-08 Aluminum alloy sheet for molding
KR1020167016636A KR101796884B1 (ko) 2013-12-25 2014-12-08 성형용 알루미늄 합금판

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013267591A JP5918209B2 (ja) 2013-12-25 2013-12-25 成形用アルミニウム合金板
JP2013-267591 2013-12-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015098484A1 true WO2015098484A1 (ja) 2015-07-02

Family

ID=53478349

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/082463 WO2015098484A1 (ja) 2013-12-25 2014-12-08 成形用アルミニウム合金板

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20160305000A1 (ja)
JP (1) JP5918209B2 (ja)
KR (1) KR101796884B1 (ja)
CN (1) CN105829559B (ja)
WO (1) WO2015098484A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106795593A (zh) * 2015-07-20 2017-05-31 诺维尔里斯公司 具有高阳极氧化质量的aa6xxx铝合金片材及其制作方法
US10513766B2 (en) 2015-12-18 2019-12-24 Novelis Inc. High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
US10538834B2 (en) 2015-12-18 2020-01-21 Novelis Inc. High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
US11932928B2 (en) 2018-05-15 2024-03-19 Novelis Inc. High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6224550B2 (ja) * 2014-08-27 2017-11-01 株式会社神戸製鋼所 成形用アルミニウム合金板
EP3592874B1 (en) * 2017-03-08 2022-08-17 Nanoal LLC High-performance 3000-series aluminum alloys
CN110832092A (zh) * 2017-08-01 2020-02-21 阿莱利斯铝业迪弗尔私人有限公司 具有改善的成型性的6xxxx-系列轧制片材产品
KR102201131B1 (ko) * 2018-04-24 2021-01-12 한국생산기술연구원 Al-Mg-Si 합금의 열처리 방법
CN109972006A (zh) * 2019-05-17 2019-07-05 亚太轻合金(南通)科技有限公司 一种耐腐蚀的铝合金及其制备方法
CA3141154A1 (en) * 2019-06-06 2020-12-10 Arconic Technologies Llc Aluminum alloys having silicon, magnesium, copper and zinc
TWI730717B (zh) * 2020-04-10 2021-06-11 中國鋼鐵股份有限公司 製造鋁箔的方法及由其製造的鋁箔
CN112725666A (zh) * 2020-11-24 2021-04-30 宁波科诺精工科技有限公司 一种具有冷镦不开裂效果的铝合金
CN114703407B (zh) * 2022-03-11 2022-10-11 吉林大学 一种高性能Al-Mg-Si-Cu-Sn铝合金及其制备方法
CN114921697B (zh) * 2022-07-20 2022-09-30 中铝材料应用研究院有限公司 发动机盖内板用6xxx系铝合金板材、其制备方法及应用

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06340940A (ja) * 1993-06-02 1994-12-13 Kobe Steel Ltd プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法
JPH09249950A (ja) * 1996-03-15 1997-09-22 Nippon Steel Corp 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JPH10226894A (ja) * 1997-02-17 1998-08-25 Nippon Steel Corp 成形加工性、塗装焼付硬化性、化成性、および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JP2003301249A (ja) * 2002-04-12 2003-10-24 Nippon Steel Corp アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1045322A (en) * 1964-01-06 1966-10-12 Olin Mathieson Treatment of aluminum alloys
US3196057A (en) * 1964-06-19 1965-07-20 Olin Mathieson Heat treatment of aluminum base alloys containing tin
US6231809B1 (en) * 1998-02-20 2001-05-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Al-Mg-Si aluminum alloy sheet for forming having good surface properties with controlled texture
JP3802695B2 (ja) 1998-11-12 2006-07-26 株式会社神戸製鋼所 プレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板
JP4045326B2 (ja) * 1999-11-09 2008-02-13 株式会社神戸製鋼所 プレス成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金板
JP3845312B2 (ja) 2002-01-31 2006-11-15 古河スカイ株式会社 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP3849095B2 (ja) * 2002-03-11 2006-11-22 古河スカイ株式会社 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP4019082B2 (ja) * 2005-03-25 2007-12-05 株式会社神戸製鋼所 高温特性に優れたボトル缶用アルミニウム合金板
JP2013163835A (ja) * 2012-02-09 2013-08-22 Kobe Steel Ltd Ｄｉ缶胴用アルミニウム合金板

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06340940A (ja) * 1993-06-02 1994-12-13 Kobe Steel Ltd プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法
JPH09249950A (ja) * 1996-03-15 1997-09-22 Nippon Steel Corp 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JPH10226894A (ja) * 1997-02-17 1998-08-25 Nippon Steel Corp 成形加工性、塗装焼付硬化性、化成性、および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法
JP2003301249A (ja) * 2002-04-12 2003-10-24 Nippon Steel Corp アルミニウム合金製高強度部材の超塑性成形加工方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106795593A (zh) * 2015-07-20 2017-05-31 诺维尔里斯公司 具有高阳极氧化质量的aa6xxx铝合金片材及其制作方法
US10513766B2 (en) 2015-12-18 2019-12-24 Novelis Inc. High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
US10538834B2 (en) 2015-12-18 2020-01-21 Novelis Inc. High-strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
US11920229B2 (en) 2015-12-18 2024-03-05 Novelis Inc. High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same
US11932928B2 (en) 2018-05-15 2024-03-19 Novelis Inc. High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2015124396A (ja) 2015-07-06
US20160305000A1 (en) 2016-10-20
JP5918209B2 (ja) 2016-05-18
KR101796884B1 (ko) 2017-11-10
CN105829559A (zh) 2016-08-03
KR20160089456A (ko) 2016-07-27
CN105829559B (zh) 2018-04-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5918209B2 (ja) 成形用アルミニウム合金板
JP5203772B2 (ja) 塗装焼付け硬化性に優れ、室温時効を抑制したアルミニウム合金板およびその製造方法
JP6227222B2 (ja) 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板
JP5918158B2 (ja) 室温時効後の特性に優れたアルミニウム合金板
JP2016141843A (ja) 高強度アルミニウム合金板
JP5709298B2 (ja) 塗装焼付硬化性および成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法
JP6224550B2 (ja) 成形用アルミニウム合金板
JP6224549B2 (ja) 耐糸錆性に優れたアルミニウム合金板
JP2017078211A (ja) 高成形性アルミニウム合金板
JP5643479B2 (ja) 曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
JP6315582B2 (ja) 成形用アルミニウム合金板
JP5050577B2 (ja) 深絞り性および耐焼付け軟化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP6204298B2 (ja) アルミニウム合金板
JP2003105472A (ja) アルミニウム合金板およびその製造方法
JPH06340940A (ja) プレス成形性、焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法
WO2017170835A1 (ja) アルミニウム合金板及びアルミニウム合金板の製造方法
JP2012025976A (ja) 塗装焼付硬化性および成形性に優れ、室温時効抑制効果を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法
JPH11350058A (ja) 成形性及び焼き付け硬化性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法
JP6301175B2 (ja) 成形性と焼付け塗装硬化性とに優れたアルミニウム合金板
JP5918186B2 (ja) 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14875295

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15101232

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167016636

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 14875295

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1