JP2006249480A - Aluminum alloy sheet to be formed - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high-Mg-content Al-Mg-based aluminum alloy sheet having high press-formability. <P>SOLUTION: The Al-Mg-based aluminum alloy sheet comprises more than 8% but at most 14% Mg, at most 1.0% Fe, at most 0.5% Si by mass%, and the balance Al with unavoidable impurities. The aluminum alloy sheet is manufactured so as to show such a thermal change in a melting process as an endothermic peak height (h) between 50 and 100°C in a heating curve from a solid phase is 50.0 μW or higher, which is obtained by subjecting the sheet to differential thermal analysis. Thus manufactured aluminum alloy sheet shows a high balance of strength with ductility, and consequently shows an improved press-formability. <P>COPYRIGHT: (C)2006,JPO&NCIPI

Description

本発明は、Mg含有量が8%を超えた高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板であって、高いプレス成形性を有するアルミニウム合金板に関するものである。   The present invention relates to an Al-Mg-based aluminum alloy plate having a high Mg content and an Mg alloy content exceeding 8% and having high press formability.

近年、自動車などの輸送機の車体分野では、近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、圧延板や押出形材など、より軽量なAl合金材適用が増加しつつある。   In recent years, in the vehicle body field of transportation equipment such as automobiles, improvement in fuel efficiency has been pursued by reducing the weight in response to global environmental problems caused by exhaust gas and the like. For this reason, the application of lighter Al alloy materials such as rolled plates and extruded shapes instead of steel materials conventionally used for automobile bodies is increasing.

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自動車ボディパネル (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、Al-Mg 系のAA乃至JIS 5000系 (以下、単に5000系、あるいはAl-Mg 系と言う) アルミニウム合金板や Al-Mg-Si 系のAA乃至JIS 6000系アルミニウム合金板の使用が検討されている。   Of these, panels such as outer panels (outer panels) and inner panels (inner panels) of automobile body panels (panel structures) such as automobile hoods, fenders, doors, roofs, and trunk lids are made of Al-Mg series. The use of AA to JIS 5000 series (hereinafter simply referred to as 5000 series or Al-Mg series) aluminum alloy sheets and Al-Mg-Si series AA to JIS 6000 series aluminum alloy sheets has been studied.

前記自動車ボディパネル用のアルミニウム合金板 (以下、アルミニウムをAlとも言う) には、高プレス成形性が要求される。この成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。   The aluminum alloy plate for automobile body panels (hereinafter, aluminum is also referred to as Al) is required to have high press formability. From the viewpoint of formability, among the Al alloys, an Al—Mg-based Al alloy having an excellent balance between strength and ductility is advantageous.

このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。   For this reason, with regard to Al-Mg-based Al alloy sheets, examination of component systems and optimization of manufacturing conditions have been conventionally performed. As this Al-Mg based Al alloy, for example, JIS A 5052, 5182 and the like are typical alloy component systems. However, even this Al—Mg-based Al alloy is inferior in ductility and inferior in formability as compared with a cold-rolled steel sheet.

これに対し、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、8%を超える高Mg化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。この理由は、鋳造の際に鋳塊にMgが偏析したり、通常の熱間圧延では、Al-Mg 系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。   On the other hand, when the Al-Mg series Al alloy is made to have a high Mg content exceeding 8% by increasing the Mg content, the balance of strength ductility is improved. However, it is difficult to industrially manufacture such a high Mg Al—Mg alloy by an ordinary manufacturing method in which an ingot cast by DC casting or the like is subjected to hot rolling after soaking. The reason for this is that Mg is segregated in the ingot during casting, and the normal hot rolling significantly reduces the ductility of the Al—Mg alloy, so that cracking is likely to occur.

一方、高MgのAl-Mg 系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高MgのAl-Mg 系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。   On the other hand, it is also difficult to hot-roll high-Mg Al—Mg alloys at low temperatures while avoiding the above-described temperature range where cracks occur. This is because, in such low-temperature rolling, the deformation resistance of the high-Mg Al—Mg-based alloy material is remarkably increased, and the product size that can be produced is extremely limited by the current rolling mill capability.

また、高MgのAl-Mg 系合金のMg含有許容量を増加させるために、FeやSi等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。このため、Mg含有許容量の増加には限界があり、Mgが8%を超える量を含有させることは困難であった。   In addition, a method of adding a third element such as Fe or Si has been proposed in order to increase the allowable Mg content of a high Mg Al—Mg alloy. However, when the content of these third elements is increased, a coarse intermetallic compound is easily formed, and the ductility of the aluminum alloy plate is lowered. For this reason, there is a limit to the increase in the Mg content allowable amount, and it was difficult to contain an amount of Mg exceeding 8%.

このため、従来から、高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷銅鋳型 (双ロール) 間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、アルミニウム合金薄板とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。   For this reason, various proposals have heretofore been made for producing high-Mg Al—Mg-based alloy plates by a continuous casting method such as a twin roll type. In the twin roll type continuous casting method, molten aluminum alloy is poured from a refractory hot water supply nozzle between a pair of rotating water-cooled copper molds (twin rolls) and solidified. Immediately after that, it is reduced and rapidly cooled to form an aluminum alloy thin plate. As this twin roll type continuous casting method, the Hunter method, the 3C method and the like are known.

双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて１〜３桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ200 〜 600mm）のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さらに鋳塊の均質化処理も省略出来る場合がある。   The cooling rate of the twin roll type continuous casting method is 1 to 3 orders of magnitude higher than that of the conventional DC casting method or belt type continuous casting method. For this reason, the obtained aluminum alloy sheet has a very fine structure and is excellent in workability such as press formability. Moreover, the aluminum alloy plate having a relatively thin plate thickness of 1 to 13 mm is obtained by casting. For this reason, steps such as hot rough rolling and hot finish rolling can be omitted as in the case of a conventional DC ingot (thickness 200 to 600 mm). Furthermore, ingot homogenization may be omitted.

このような双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の、成形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても提案されている。例えば、6 〜10% の高MgであるAl-Mg 系合金板の、Al-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１参照) 。また、10μm 以上のAl-Mg 系金属間化合物の個数を300 個/mm²以下とし、平均結晶粒径が10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (特許文献２参照) 。
特開平7 −252571号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁) 特開平8 −165538号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁) An example in which the structure of a high Mg Al—Mg alloy plate manufactured using such a twin-roll type continuous casting method is defined for the purpose of improving formability has been proposed. For example, an aluminum alloy sheet for automobiles with excellent mechanical properties is proposed in which the average size of Al-Mg based intermetallic compounds of Al-Mg based alloy sheets with a high Mg content of 6-10% is 10 μm or less. (See Patent Document 1). Also proposed is an aluminum alloy plate for automobile body sheets in which the number of Al-Mg intermetallic compounds of 10 μm or more is 300 pieces / mm ² or less and the average crystal grain size is 10 to 70 μm (Patent Document 2). See).
Japanese Patent Laid-Open No. 7-252571 (claims, pages 1 to 2) JP-A-8-165538 (Claims, pages 1 to 2)

これら特許文献1 、2 の通り、鋳造の際に晶出するAl-Mg 系金属間化合物は、プレス成形の際に破壊の起点となりやすい。したがって、双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させるためには、これらAl-Mg 系金属間化合物（Al-Mg 系化合物とも言う）を、特許文献1 、2 の通り、微細化させる、あるいは粗大なものを少なくすることが有効である。また、板の結晶粒を微細化させることもプレス成形性向上に有効である。   As described in Patent Documents 1 and 2, the Al—Mg intermetallic compound that crystallizes during casting is likely to be a starting point of fracture during press molding. Therefore, in order to improve the press formability of high-Mg Al-Mg alloy plates produced using the twin-roll continuous casting method, these Al-Mg-based intermetallic compounds (also referred to as Al-Mg-based compounds) As described in Patent Documents 1 and 2, it is effective to reduce the size or the size of coarse particles. It is also effective to improve the press formability to make the crystal grains of the plate finer.

しかし、双ロール式連続鋳造法における冷却速度（鋳造速度）を速くして、鋳造の際に晶出するAl-Mg 系金属間化合物を抑制し得たとしても、更にその後の工程では、連続鋳造後の室温までの冷却の他にも、冷間圧延前の均質化熱処理、冷間圧延途中の中間焼鈍、冷間圧延後の溶体化処理など、板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する、あるいは加熱された板状鋳塊または薄板を冷却する工程が、工程設計上、選択的に入ってくる。そして、これらの熱履歴工程で、β相と称せられるAl-Mg 系金属間化合物が発生する可能性は十分にある。   However, even if the cooling rate (casting rate) in the twin-roll continuous casting method is increased to suppress the Al-Mg intermetallic compound that is crystallized during casting, in the subsequent process, continuous casting is performed. In addition to subsequent cooling to room temperature, the temperature of the plate ingot or sheet is 400 ° C or higher, such as homogenization heat treatment before cold rolling, intermediate annealing during cold rolling, solution treatment after cold rolling, etc. The process of heating the plate or cooling the heated plate-shaped ingot or sheet is selectively included in the process design. In these thermal history processes, there is a possibility that an Al—Mg-based intermetallic compound called β phase is generated.

したがって、単に、Al-Mg 系金属間化合物の発生を抑制することは難しく、新たに、例え、Al-Mg 系金属間化合物が存在しても、このAl-Mg 系金属間化合物の存在形態などを制御して、高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させる技術が必要になっていると言える。   Therefore, it is difficult to simply suppress the generation of Al-Mg intermetallic compounds. For example, even if an Al-Mg intermetallic compound is present, the existence form of the Al-Mg intermetallic compound, etc. It can be said that there is a need for a technology that improves the press formability of Al-Mg alloy plates with high Mg by controlling the above.

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、双ロール式連続鋳造あるいはDC鋳造と、その後の熱履歴工程で必然的に発生するAl-Mg 系金属間化合物の存在状態を制御して、プレス成形性を向上させた高MgのAl-Mg 系合金板の製造方法を提供することである。   The present invention has been made in order to solve such problems, and its purpose is to provide an inter-Al-Mg based metal inevitably generated in twin roll type continuous casting or DC casting and the subsequent heat history process. An object of the present invention is to provide a method for producing a high-Mg Al—Mg alloy sheet with improved press formability by controlling the presence of a compound.

この目的を達成するために、本発明成形用アルミニウム合金板の要旨は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなるAl-Mg 系アルミニウム合金板であって、この板の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線の50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さが50.0μW 以上であることとする。   In order to achieve this object, the gist of the aluminum alloy sheet for molding of the present invention is, by mass%, including Mg: more than 8% and 14% or less, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, the balance Al and An Al-Mg aluminum alloy plate composed of inevitable impurities, and the heating curve from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process of this plate by differential thermal analysis is between 50 and 100 ° C. The endothermic peak height is 50.0 μW or more.

本発明者らは、双ロール式連続鋳造によって製造された高MgのAl-Mg 系合金板組織中の、β相と称せられるAl-Mg 系金属間化合物の存在形態について、プレス成形性を阻害する存在形態か否かについて、高MgのAl-Mg 系合金板の示差熱分析(DSC) により判別可能であることを知見した。   The present inventors obstructed press formability of the Al-Mg intermetallic compound called β phase in the high Mg Al-Mg alloy sheet structure produced by twin-roll continuous casting. It was found that the existence form can be discriminated by differential thermal analysis (DSC) of Al-Mg alloy sheet with high Mg.

より具体的には、高MgのAl-Mg 系合金板の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定した場合、得られた固相からの加熱曲線の50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さは、室温におけるAl-Mg 系金属間化合物の固溶、析出状態の安定性、特に析出状態が安定であるか準安定であるかと、よく相関していることを知見した。   More specifically, when the thermal change in the melting process of a high Mg Al-Mg alloy plate is measured by differential thermal analysis, the endothermic peak between 50 and 100 ° C of the heating curve from the obtained solid phase is measured. It was found that the height correlates well with the solid solution of the Al-Mg intermetallic compound at room temperature and the stability of the precipitation state, particularly whether the precipitation state is stable or metastable.

因みに、室温におけるAl-Mg 系金属間化合物の析出状態が安定であるほど、高MgのAl-Mg 系合金板の強度−延性バランスが低くなり、プレス成形性が低下する。   Incidentally, the more stable the precipitation state of the Al—Mg-based intermetallic compound at room temperature, the lower the strength-ductility balance of the high-Mg Al—Mg-based alloy plate and the lower the press formability.

一方、室温におけるAl-Mg 系金属間化合物の析出状態が準安定 (不安定) であるほど、高MgのAl-Mg 系合金板の強度−延性バランスが高くなり、プレス成形性が向上する。   On the other hand, the more metastable (unstable) the precipitation state of the Al—Mg-based intermetallic compound at room temperature, the higher the strength-ductility balance of the high-Mg Al—Mg-based alloy plate, and the better the press formability.

前記示差熱分析における、固相からの加熱曲線の50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さは、Al-Mg 系金属間化合物析出物の再固溶量を表している。この吸熱ピーク高さが高いほど、Al-Mg 系金属間化合物析出物の再固溶量が多くなる。そして、この再固溶量が多いほど、室温における（プレス成形される）板のAl-Mg 系金属間化合物の析出状態が安定では無く、準安定であることを意味している。   In the differential thermal analysis, the endothermic peak height between 50 and 100 ° C. of the heating curve from the solid phase represents the amount of re-solution of the Al—Mg intermetallic compound precipitate. The higher the endothermic peak height, the greater the amount of re-solution of the Al-Mg intermetallic compound precipitate. As the amount of re-solution increases, the precipitation state of the Al—Mg-based intermetallic compound on the plate (press-formed) at room temperature is less stable and metastable.

室温におけるAl-Mg 系金属間化合物は安定に析出しているほど、より高温でないと再固溶せず、前記示差熱分析における固相からの加熱曲線において、上記低温での吸熱ピーク高さは低くなる。   The more stable the Al-Mg intermetallic compound at room temperature, the more solid the solution, and the higher the endothermic peak height at the low temperature in the heating curve from the solid phase in the differential thermal analysis, the higher the endothermic peak height. Lower.

一方、室温におけるAl-Mg 系金属間化合物は準安定なほど、より低温で再固溶しやすく、前記示差熱分析における固相からの加熱曲線において、上記50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さは高くなる。   On the other hand, the more stable the Al-Mg intermetallic compound at room temperature, the easier it is to re-dissolve at a lower temperature. In the heating curve from the solid phase in the differential thermal analysis, the endothermic peak height between 50 and 100 ° C. The height is high.

本発明では、以上のように、単に、Al-Mg 系金属間化合物の発生を単に抑制するのでは無く、例え、Al-Mg 系金属間化合物が存在しても、このAl-Mg 系金属間化合物の存在形態を制御して、高MgのAl-Mg 系合金板のプレス成形性を向上させるものである。   In the present invention, as described above, the generation of the Al-Mg intermetallic compound is not merely suppressed. For example, even if the Al-Mg intermetallic compound is present, the Al-Mg intermetallic compound is present. The presence form of the compound is controlled to improve the press formability of the high Mg Al—Mg alloy plate.

なお、このAl-Mg 系金属間化合物は、ナノレベル以下の大きさであり、10万倍の透過型電子顕微鏡(FE-TEM)でも識別が難しい。また、本発明で言う、安定と準安定というAl-Mg 系金属間化合物の存在状態は、通常の固溶、析出状態を問題とする組織判別とは、また別の観点であり、TEM などのミクロ組織観察では判別できない。   This Al-Mg intermetallic compound has a size of nano level or less and is difficult to identify even with a 100,000 times transmission electron microscope (FE-TEM). In addition, the existence state of the Al-Mg intermetallic compound, which is stable and metastable as referred to in the present invention, is another viewpoint from the structure determination in which the normal solid solution and precipitation state are problems. It cannot be determined by microstructural observation.

しかも、これらFE-TEMなどのミクロ組織観察は、当然、板の超局所的な分析となるため、分析箇所や個数を増しても、板のマクロ的な特性であるプレス成形性を代表している、相関しているとは、必ずしも言い難い。   In addition, these microstructure observations, such as FE-TEM, naturally provide a super-local analysis of the plate. Therefore, even if the number of analysis points and the number of samples is increased, it represents the press formability that is a macro characteristic of the plate. It is hard to say that they are correlated.

(DSC )
図１に、後述する実施例の各発明例、比較例の高MgのAl-Mg 系合金板の示差熱分析(DSC) により測定した場合の、固相からの加熱曲線を示す。図１の加熱曲線1 には、50〜100 ℃の間の吸熱ピークは、室温における準安定なAl-Mg 系金属間化合物の再固溶量を表している。この吸熱ピーク高さh が高いほど、室温における高MgのAl-Mg 系合金板組織中に準安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が多いことを表している。 (DSC)
FIG. 1 shows heating curves from the solid phase when measured by differential thermal analysis (DSC) of high-Mg Al—Mg-based alloy plates of Examples and Comparative Examples described later. In the heating curve 1 of FIG. 1, the endothermic peak between 50 and 100 ° C. represents the amount of re-solution of the metastable Al—Mg intermetallic compound at room temperature. The higher the endothermic peak height h is, the higher the amount of metastable Al—Mg intermetallic compound in the high Mg Al—Mg alloy plate structure at room temperature.

高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板では、冷延後の溶体化処理および急冷時の過飽和固溶体から室温時効で、GPゾーンと呼ばれるAl-Mg 系金属間化合物が、非常に微細なレベルで析出しているものと推考される。   In high-Mg Al-Mg-based aluminum alloy sheets, Al-Mg-based intermetallic compounds called GP zones are precipitated at a very fine level from solution treatment after cold rolling and supersaturated solid solution during quenching at room temperature. It is inferred that

この吸熱ピーク高さh が高く、室温における（プレス成形される）高MgのAl-Mg 系合金板の、準安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が多いほど、強度−延性バランスが高くなり、プレス成形性が向上する。   The higher the endothermic peak height h is, the higher the amount of metastable Al-Mg intermetallic compound in the high Mg Al-Mg alloy sheet (press-formed) at room temperature, the higher the strength-ductility balance. Thus, press formability is improved.

本発明では、プレス成形性が向上する目安として、この50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さh を50.0μW 以上と規定する。50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さh が50.0μW 未満では、室温における準安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が減り、逆に室温における安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が増す。このために、特に、高MgのAl-Mg 系合金板の伸びが低下し、強度−延性バランスが低下して、プレス成形性が低下する。   In the present invention, the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is defined as 50.0 μW or more as a guideline for improving the press formability. If the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C is less than 50.0 μW, the amount of metastable Al-Mg intermetallic compound at room temperature decreases, and conversely, the amount of stable Al-Mg intermetallic compound at room temperature. Increase. For this reason, in particular, the elongation of the high Mg Al—Mg alloy plate is lowered, the strength-ductility balance is lowered, and the press formability is lowered.

ここで、本発明で用いる示差熱分析方法は、DSC とも略称される、公知の示差走査熱量測定方法である。その概要は、測定温度範囲において熱的に変化しない基準物質と、測定対象物質である高MgのAl-Mg 系合金板とを各々相等しい容器に入れ (基準物質自体を容器とする場合もある) 、両者を、等価な条件のもとで (周囲の温度を) 、一定速度で加熱しながら、両者間の温度差 (示差温度) を連続的に測定して行く。そして、この温度変化の状況から、定性的定量的な分析を行うものである。   Here, the differential thermal analysis method used in the present invention is a known differential scanning calorimetry method, also abbreviated as DSC. The outline is that the reference material that does not change thermally in the measurement temperature range and the high-Mg Al-Mg alloy plate that is the measurement target material are put in the same container (the reference material itself may be used as the container). ) Measure the temperature difference (differential temperature) between them continuously while heating them at a constant rate under the same conditions (ambient temperature). Then, a qualitative and quantitative analysis is performed based on the temperature change.

高MgのAl-Mg 系合金板の示差熱分析の場合、前記基準物質としては、測定対象Al合金材よりも融点が十分高く、測定の再現性ある金属として、白金を選択するのが好ましいが、測定温度範囲が300 ℃以下の低温である場合は、通常のアルミ容器でも問題ない。   In the case of differential thermal analysis of a high Mg Al-Mg alloy plate, it is preferable to select platinum as the reference material as a metal having a melting point sufficiently higher than the measurement target Al alloy material and having reproducible measurement. If the measurement temperature range is as low as 300 ° C or less, there is no problem with ordinary aluminum containers.

また、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さh は、前記図1 に示す固相からの加熱曲線 (示差走査熱分析曲線) の一点鎖線で示す基準線から吸熱ピークまでの距離 (μW)である。この基準線は、図1 に示すように、示差走査熱分析曲線の100 ℃以下の温度範囲において共通して生じる水平な直線部分E に沿って引き出した水平な直線とする。   Further, the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is the distance (μW from the reference line shown by the one-dot chain line of the heating curve from the solid phase (differential scanning calorimetry curve) shown in FIG. ). As shown in FIG. 1, the reference line is a horizontal straight line drawn along a horizontal straight line portion E that is commonly generated in a temperature range of 100 ° C. or less of the differential scanning calorimetry curve.

本発明における示差熱分析に用いる示差熱分析計は、市販の示差熱分析計を適宜選択することができる。   As the differential thermal analyzer used for the differential thermal analysis in the present invention, a commercially available differential thermal analyzer can be appropriately selected.

なお、アルミニウム合金の分野でも、例えば、特開2002−115019号公報では耐溶接割れ性の評価に、また、特開平10-219382 号、特開2000-273567 号、特開2003−27170 号公報などでは、過剰Si型6000系Al合金材の組織として、室温時効抑制と低温時効硬化能を阻害するSi/ 空孔クラスター(GPI) などを制御するための指標として、この示差熱分析における吸熱ピークあるいは発熱ピークを用いている。そして、上記した示差熱分析方法も、これらの公報に開示されている。   In the field of aluminum alloys, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 2002-115019 is used for evaluation of weld crack resistance, Japanese Patent Laid-Open No. 10-219382, Japanese Patent Laid-Open No. 2000-273567, Japanese Patent Laid-Open No. 2003-27170, etc. As an index to control the Si / vacancy cluster (GPI), which inhibits room temperature aging suppression and low temperature age hardening ability, as the structure of the excess Si type 6000 series Al alloy material, the endothermic peak in this differential thermal analysis or An exothermic peak is used. The above differential thermal analysis methods are also disclosed in these publications.

(平均結晶粒径)
Al合金板表面の平均結晶粒径は100 μm 以下に微細化させることが成形性を向上させる前提条件として好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、プレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が100 μm を越えて粗大化した場合、プレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、5000系Al合金板に特有の、SS (ストレッチャーストレイン) マークがプレス成形時に発生するので、この観点からは、平均結晶粒径は20μm 以上とすることが好ましい。 (Average crystal grain size)
It is preferable as a precondition for improving the formability that the average crystal grain size on the surface of the Al alloy plate is refined to 100 μm or less. By making the crystal grain size fine or small within this range, press formability is ensured or improved. When the crystal grain size becomes larger than 100 μm, the press formability is remarkably deteriorated, and defects such as cracks and rough skin during forming tend to occur. On the other hand, even if the average crystal grain size is too small, SS (stretcher strain) marks, which are peculiar to 5000 series Al alloy plates, are generated during press molding. From this point of view, the average crystal grain size is 20 μm or more. It is preferable to do.

本発明で言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、100 倍の光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向にラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。   The crystal grain size referred to in the present invention is the maximum diameter of crystal grains in the longitudinal (L) direction of the plate. The crystal grain size is measured by a line intercept method in the L direction by observing the surface of the Al alloy plate that has been mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm and then electrolytically etched using a 100 × optical microscope. 1 The measurement line length is 0.95mm, and the total measurement line length is 0.95 x 15mm by observing a total of 5 fields with 3 lines per field.

(化学成分組成)
本発明Al合金板における化学成分組成の、各合金元素の意義及びその限定理由について以下に説明する。本発明Al合金板は、基本的には、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とする。 (Chemical composition)
The significance of each alloy element and the reason for its limitation in the chemical composition of the Al alloy sheet of the present invention will be described below. The Al alloy sheet of the present invention basically includes, in mass%, Mg: more than 8% and 14% or less, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, and the balance is made of Al and inevitable impurities. The chemical composition.

(Mg:8%を超え14% 以下)
MgはAl合金板の強度、延性を高める重要合金元素である。Mgが8%以下の含有量では、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴が出ず、特に本発明が意図する自動車用パネルへのプレス成形性が不足する。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を高めたり、焼鈍後の冷却速度を高めるなどの製造方法や条件の制御を行なっても、Al-Mg 系化合物の晶析出が多くなる。この結果プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Mgは8%を超え14% 以下の範囲とする。 (Mg: Over 8% and 14% or less)
Mg is an important alloy element that increases the strength and ductility of the Al alloy sheet. If the Mg content is 8% or less, the strength and ductility are insufficient, and the characteristics of high-Mg Al-Mg-based Al alloys do not appear. In particular, the press formability to automotive panels intended by the present invention is insufficient. . On the other hand, if Mg is contained in excess of 14%, the crystal quality of the Al-Mg compound can be controlled even if the manufacturing method and conditions such as increasing the cooling rate during continuous casting and increasing the cooling rate after annealing are controlled. Precipitation increases. As a result, press formability is significantly reduced. In addition, the work hardening amount is increased and the cold rollability is also lowered. Therefore, Mg is in the range of more than 8% and not more than 14%.

(Fe:1.0%以下、Si:0.5% 以下)
FeとSiは、できるだけ少ない量に規制すべき不純物である。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物量や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物量となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が0.5%、を各々超えた場合には、これらの化合物量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果プレス成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは0.5%以下、好ましくは0.3%以下に各々規制する。 (Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less)
Fe and Si are impurities that should be regulated to the smallest possible amount. Fe and Si are produced in a large amount in the amount of Al-Mg compounds composed of Al-Mg- (Fe, Si) and the like, and the amount of compounds other than Al-Mg compounds such as Al-Fe and Al-Si. When the Fe content exceeds 1.0% and the Si content exceeds 0.5%, the amount of these compounds becomes excessive, which significantly impairs fracture toughness and formability. As a result, press formability is significantly reduced. Therefore, Fe is regulated to 1.0% or less, preferably 0.5% or less, and Si is regulated to 0.5% or less, preferably 0.3% or less.

この他、Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V 、Ti、B なども不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、例えば、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果、Ti、B には鋳造板 (鋳塊) 組織の微細化効果などの効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、各々、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、B:0.05% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。   In addition, Mn, Cu, Cr, Zr, Zn, V 2, Ti, B, etc. are also impurity elements, and it is better that the content is small. However, for example, Mn, Cr, Zr, and V have the effect of refining the rolled plate structure, and Ti and B have the effect of refining the cast plate (ingot) structure. Cu and Zn also have the effect of improving strength. For this reason, it may be included with the aim of these effects, and it is allowed to contain one or more of these elements within a range that does not impair the formability that is a characteristic of the plate of the present invention. These allowable amounts are, respectively,% by mass, Mn: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.05% or less, Cu: 1.0% or less, Zn: 1.0% or less.

(製造方法)
以下に、本発明におけるAl-Mg 系Al合金板の製造方法につき説明する。
本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法でも良いが、この通常の製造方法では、前記した通り、高MgのAl-Mg 系Al合金板を効率良く鋳造し工業的に製造することが難しい。 (Production method)
Below, the manufacturing method of the Al-Mg type | system | group Al alloy plate in this invention is demonstrated.
The high-Mg Al-Mg-based Al alloy plate of the present invention may be a normal manufacturing method in which an ingot cast by DC casting or the like is subjected to hot rolling after soaking, but in this normal manufacturing method, As described above, it is difficult to industrially manufacture high-Mg Al-Mg Al alloy plates efficiently.

したがって、本発明の高MgのAl-Mg 系Al合金板を工業的に製造する場合は、現状では、双ロール式などの連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍とを組み合わせて製造された、板厚0.5 〜3mm の板とすることが好ましい。   Therefore, when industrially producing the high Mg Al-Mg-based Al alloy sheet of the present invention, currently, continuous casting such as twin roll type, cold rolling and annealing without hot rolling are performed. It is preferable to use a plate having a thickness of 0.5 to 3 mm manufactured in combination.

また、アルミニウム合金板の材質特性として、より高いプレス成形性を確実に達成するために、前記アルミニウム合金板が、前記双ロール式連続鋳造の際に、質量% で、Mg:8〜14% 、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部の内の97% 以上がAlからなるアルミニウム合金溶湯を、回転する一対の双ロールに注湯して、この双ロールの冷却速度を100 ℃/s以上として、板厚1 〜13mmの範囲に、連続的に鋳造して製造されたものであることが好ましい。   Further, as a material characteristic of the aluminum alloy plate, in order to surely achieve higher press formability, the aluminum alloy plate is formed by mass% in the twin roll type continuous casting, Mg: 8-14%, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, and 97% or more of the balance of aluminum alloy molten metal is poured into a pair of rotating twin rolls. It is preferable that it is manufactured by continuously casting at a plate thickness of 1 to 13 mm at not less than ° C / s.

更に、より高いプレス成形性を確実に達成するためには、上記連続鋳造に際して、上記双ロール表面が潤滑されていないことが好ましい。   Furthermore, in order to reliably achieve higher press formability, it is preferable that the twin roll surface is not lubricated during the continuous casting.

(双ロール式連続鋳造)
連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがある。しかし、高MgのAl-Mg 系Al合金板鋳造の際の冷却速度を後述する通り速くするためには、双ロール式連続鋳造が好ましい。 (Double roll type continuous casting)
As a continuous casting method, there are a belt caster type, a propel type, a block caster type, etc. in addition to the twin roll type. However, in order to increase the cooling rate at the time of casting a high Mg Al—Mg-based Al alloy plate as described later, twin-roll continuous casting is preferable.

この双ロール式連続鋳造は、前記した通り、回転する一対の水冷銅鋳型などの双ロール間に、耐火物製の給湯ノズルから、上記成分組成のAl合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、Al合金薄板とする。   This twin roll type continuous casting, as described above, between the twin rolls such as a pair of rotating water-cooled copper molds, from the hot water supply nozzle made of refractory material, Al alloy molten metal having the above composition is poured and solidified, and Then, between the twin rolls, the Al alloy thin plate is obtained by reducing and quenching immediately after the solidification.

(ロール潤滑)
この際、双ロールとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いることが望ましい。従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を用いた場合、冷却速度が遅くなって、必要な冷却速度が得られない。このため、結晶粒が粗大となって、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の成形性が低下する。 (Roll lubrication)
At this time, as the twin roll, it is desirable to use a roll whose surface is not lubricated by a lubricant. Conventionally, oxide powder (alumina powder, zinc oxide powder, etc.), SiC powder, graphite powder, In general, a lubricant (release agent) such as oil or molten glass is applied to the twin roll surface or is allowed to flow down. However, when these lubricants are used, the cooling rate becomes slow and the required cooling rate cannot be obtained. For this reason, the crystal grains become coarse, and the formability of a high Mg Al—Mg alloy plate exceeding 8% is lowered.

また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、潤滑剤の濃度や厚みの不均一によって、冷却のムラが生じやすく、板の部位によっては凝固速度が不十分となりやすい。このため、Mg含有量が高くなるほど、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、Al-Mg 系合金板の成形性を均一にすることが困難となる可能性が高くなる。   In addition, when these lubricants are used, cooling unevenness is likely to occur due to the uneven concentration and thickness of the lubricant on the twin roll surface, and the solidification rate tends to be insufficient depending on the part of the plate. For this reason, the higher the Mg content, the larger the macro segregation and micro segregation, and the higher the possibility that it becomes difficult to make the formability of the Al-Mg alloy plate uniform.

因みに、特開平1-202345号公報でも、3.5%以上のMgを含むAl-Mg 系合金板の双ロール式連続鋳造において、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いて、冷却ムラによる、シミ欠陥 (表面偏析) を防止して、表面品質を向上させることが開示されている。しかし、その実施例で開示されているのは、5%までのMg量であり、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の開示は無い。即ち、本発明のようなMgが8%を超える高Mg量のAl-Mg 系合金板の領域での双ロール式連続鋳造において、潤滑剤を使用した方が良いのか、悪いのかは、その効果を含めて、全く不明であり、前記した通り、潤滑剤を使用する方が一般的であった。   Incidentally, even in Japanese Patent Laid-Open No. 1-202345, in the twin roll type continuous casting of Al-Mg based alloy plate containing 3.5% or more of Mg, using a roll whose surface is not lubricated by a lubricant, due to uneven cooling, It is disclosed to improve surface quality by preventing spot defects (surface segregation). However, what is disclosed in the examples is the amount of Mg up to 5%, and there is no disclosure of an Al—Mg-based alloy plate with a high amount of Mg exceeding 8% as in the present invention. In other words, in the twin roll type continuous casting in the region of the Al-Mg based alloy plate having a high Mg content exceeding 8% as in the present invention, whether the lubricant should be used or not is effective. In general, it was unclear, and as described above, it was more common to use a lubricant.

(冷却速度)
例えば、鋳造する板厚が1 〜13mmの比較的薄板の範囲であっても、高MgのAl-Mg 系合金板の平均結晶粒径を微細化するためには、この双ロールによる鋳造の冷却速度は100 ℃/s以上のできるだけ速い速度が必要である。上記潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が速くても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に100 ℃/s未満となりやすい。このため、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板の平均結晶粒径を微細化できず、プレス成形性が著しく低下する。 (Cooling rate)
For example, in order to reduce the average grain size of high-Mg Al-Mg alloy plates even if the thickness of the cast plate is in the range of relatively thin plates of 1 to 13 mm, the cooling of the casting by this twin roll is used. The speed should be as fast as possible, over 100 ° C / s. When the above-mentioned lubricant is used, even if the cooling rate is high in theoretical calculation, the actual or actual cooling rate tends to be substantially less than 100 ° C./s. For this reason, the average crystal grain size of the high Mg Al—Mg alloy plate exceeding 8% cannot be made fine, and the press formability is significantly lowered.

なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和63年8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。即ち、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (二次枝) の平均間隔d を交線法を用いて計測し (視野数3 以上、交点数は10以上) 、このd を用いて次式、d = 62×C ^-0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。 Since this cooling rate is difficult to measure directly, a method known from the dendrite arm spacing (Dendrite secondary branch interval, DAS) of the cast plate (ingot) (for example, Light Metal Society, 8.20 1988) Published in “Methods of measuring aluminum dendrite arm spacing and cooling rate”). That is, the average distance d between adjacent dendrite secondary arms (secondary branches) in the cast structure of the cast plate was measured using the intersection method (number of fields of view of 3 or more, number of intersections of 10 or more). Using d, the following formula is obtained: d = 62 × C ^−0.337 (where d: dendrite secondary arm interval mm, C: cooling rate ° ^C./s ).

(鋳造板厚)
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は1 〜13mmの範囲とする。そして、好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が13mm、より厳しくは板厚が5mm を超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する傾向がある。この結果プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。 (Cast plate thickness)
The thickness of the thin plate continuously cast by twin rolls is in the range of 1 to 13 mm. And, preferably, a thin plate thickness of 1 mm or more and less than 5 mm. Continuous casting with a thickness of less than 1mm is difficult due to casting limitations such as pouring between twin rolls and controlling the roll gap between twin rolls. On the other hand, when the plate thickness is 13 mm, or more strictly, the plate thickness exceeds 5 mm, the cooling rate of the casting becomes extremely slow, and the overall intermetallic compounds such as Al-Mg system become coarse or a large amount of crystallization occurs. Tend to. As a result, there is a high possibility that the press formability is significantly lowered.

(注湯温度)
Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋30℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度＋30℃を超えた場合、後述する鋳造冷却速度が小さくなり、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する可能性がある。この結果、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性がある。また、双ロールに圧下効果が小さくなり、中心欠陥が多くなって、Al合金板としての基本的の機械的性質自体が低下する可能性がある。 (Pouring temperature)
The pouring temperature when pouring Al alloy molten metal into the twin rolls is preferably set to the liquidus temperature + 30 ° C. or lower. When the pouring temperature exceeds the liquidus temperature + 30 ° C, the casting cooling rate described later becomes small, and all intermetallic compounds such as the Al-Mg system may become coarse or crystallize in large quantities. As a result, the strength-elongation balance is lowered, and the press formability may be significantly lowered. In addition, the rolling effect of the twin rolls is reduced, the number of center defects increases, and the basic mechanical properties of the Al alloy plate itself may be deteriorated.

(双ロール周速)
回転する一対の双ロールの周速は1m /min 以上とすることが好ましい。双ロールの周速が1m /min 未満では、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。この点、双ロールの周速は速いほど良く、好ましい周速は30m/min 以上である。 (Twin roll speed)
The peripheral speed of the pair of rotating twin rolls is preferably 1 m / min or more. If the peripheral speed of the twin roll is less than 1 m 2 / min, the contact time between the molten metal and the mold (twist roll) becomes long, and the surface quality of the cast thin plate may be deteriorated. In this respect, the higher the peripheral speed of the twin rolls, the better, and the preferable peripheral speed is 30 m / min or more.

(冷間圧延)
このように鋳造されたAl合金板は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延せずに、自動車パネル用などの製品板の板厚0.5 〜3mm に冷間圧延されて、鋳造組織が加工組織化される。 (Cold rolling)
The Al alloy sheet thus cast is not hot-rolled online or offline, but is cold-rolled to a thickness of 0.5 to 3 mm for product panels for automobile panels, etc., and the cast structure is processed into a texture. .

この点、双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚が上限の13mm側に厚い場合には、冷延途中に中間焼鈍を入れて、最終の冷間圧延における冷延率を６０％以下とすることが好ましい。なお、冷間圧延における加工組織化の程度は冷間圧延の冷延率にもより、上記集合組織制御のために、鋳造組織が残留する場合もあるが、プレス成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。   In this regard, when the thickness of the thin plate continuously cast by twin rolls is thick on the upper side of 13 mm, intermediate annealing is performed in the middle of cold rolling, and the cold rolling rate in the final cold rolling should be 60% or less. Is preferred. The degree of work organization in cold rolling depends on the cold rolling rate of cold rolling, and the cast structure may remain due to the above texture control, but the press formability and mechanical properties are It is allowed as long as it does not inhibit.

(最終焼鈍)
Al合金冷延板は、400 ℃〜液相線温度で最終焼鈍することが好ましい。焼鈍温度が400 ℃未満では、溶体化効果が得られない可能性が高く、更に、室温における準安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が減り、逆に、室温における安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が増す可能性が高い。このため、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh が50.0μW 未満となりやすく、高MgのAl-Mg 系合金板の伸びが低下し、強度−延性バランスが低下して、プレス成形性が低下する可能性が高い。このため、最終焼鈍温度は好ましくは450℃以上が良い。 (Final annealing)
The Al alloy cold-rolled sheet is preferably finally annealed at 400 ° C. to the liquidus temperature. If the annealing temperature is less than 400 ° C, there is a high possibility that the solution effect will not be obtained, and the amount of metastable Al-Mg intermetallic compound at room temperature will be reduced. The possibility of increasing the amount of intermetallic compounds is high. For this reason, the height h of the endothermic peak between 50 and 100 ° C. tends to be less than 50.0 μW, the elongation of the high Mg Al—Mg alloy sheet is lowered, the strength-ductility balance is lowered, and press forming is performed. Is likely to decline. For this reason, the final annealing temperature is preferably 450 ° C. or higher.

また、この最終焼鈍後には、500 〜300 ℃の温度範囲を10℃/s以上の、できるだけ速い平均冷却速度で冷却する必要がある。最終焼鈍後の平均冷却速度が遅く、10℃/s未満であれば、冷却過程で、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が多量に析出する。この結果、室温における準安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が減り、逆に、室温における安定なAl-Mg 系金属間化合物の量が増す可能性が高い。このため、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh が50.0μW 未満となりやすく、高MgのAl-Mg 系合金板の伸びが低下し、強度−延性バランスが低下して、プレス成形性が低下する可能性が高い。このため、上記平均冷却速度は、好ましくは15℃/s以上が良い。   Further, after this final annealing, it is necessary to cool at a temperature range of 500 to 300 ° C. at an average cooling rate as fast as possible of 10 ° C./s or more. If the average cooling rate after the final annealing is slow and less than 10 ° C / s, a large amount of intermetallic compounds such as Al-Mg system precipitate in the cooling process. As a result, the amount of metastable Al—Mg-based intermetallic compound at room temperature decreases, and conversely, the amount of stable Al—Mg-based intermetallic compound at room temperature is likely to increase. For this reason, the height h of the endothermic peak between 50 and 100 ° C. tends to be less than 50.0 μW, the elongation of the high Mg Al—Mg alloy plate is lowered, the strength-ductility balance is lowered, and press forming Is likely to decline. For this reason, the average cooling rate is preferably 15 ° C./s or more.

また、最終焼鈍後に再度以下に示す付加焼鈍を入れるとさらに吸熱ピークの高さhが増大され、強度−延性バランスの向上に有効である。昇温速度が遅いバッチ焼鈍（100 ℃/hr 以下）の場合では特に150 ℃以下で付加焼鈍を行うことで、準安定な微細析出物が析出促進され、強度−延性バランスが増大する。但し、付加焼鈍温度が150 ℃を越えると、安定なAl-Mg系金属間化合物の量が増大するため、強度−延性バランスが低下して、プレス成形性が低下する。好ましくは、付加焼鈍温度が50℃以上120 ℃以下がよい。   In addition, when additional annealing shown below is performed again after the final annealing, the height h of the endothermic peak is further increased, which is effective in improving the strength-ductility balance. In the case of batch annealing (100 ° C./hr or less) where the rate of temperature increase is slow, by performing additional annealing particularly at 150 ° C. or less, metastable fine precipitates are promoted to increase the strength-ductility balance. However, when the additional annealing temperature exceeds 150 ° C., the amount of stable Al—Mg intermetallic compound increases, so that the strength-ductility balance decreases and press formability deteriorates. Preferably, the additional annealing temperature is 50 ° C. or higher and 120 ° C. or lower.

また、昇温速度が速い連続焼鈍（0.1℃/s以上）の場合では、120℃以上250℃以下の温度で保持時間も0s以上10min以下で付加焼鈍を行うことで同様な効果が得られる。付加焼鈍温度が250℃を越えると、あるいは保持時間が10minを越えると、安定なAl-Mg系金属間化合物の量が増大するため、強度−延性バランスが低下して、プレス成形性が低下する。付加焼鈍温度が120℃未満では効果がない。好ましくは、付加焼鈍温度が130℃以上220℃以下がよい。また、冷却速度は10℃/s以上、好ましくは15℃/s以上がよい。   In addition, in the case of continuous annealing (0.1 ° C./s or more) with a high rate of temperature increase, the same effect can be obtained by performing additional annealing at a temperature of 120 ° C. to 250 ° C. and a holding time of 0 s to 10 min. If the additional annealing temperature exceeds 250 ° C or the holding time exceeds 10 minutes, the amount of stable Al-Mg intermetallic compound increases, so the strength-ductility balance decreases and press formability decreases. . No effect if the additional annealing temperature is less than 120 ° C. Preferably, the additional annealing temperature is 130 ° C. or higher and 220 ° C. or lower. The cooling rate is 10 ° C./s or higher, preferably 15 ° C./s or higher.

以下に本発明の実施例を説明する。表1 に示す種々の化学成分組成のAl-Mg 系Al合金溶湯（発明例Ａ〜Ｍ、比較例Ｎ〜Ｘ）を、前記した双ロール連続鋳造法により、表2(発明例) 、表3(比較例) に示す条件で各板厚(3〜5mm)に鋳造した。そして、これら各Al合金鋳造薄板を板厚1.5mm まで冷間圧延した。   Examples of the present invention will be described below. Table 2 (Invention Examples), Table 3 were prepared by the above-described twin-roll continuous casting method using Al-Mg-based Al alloy melts (Invention Examples A to M, Comparative Examples N to X) having various chemical composition compositions shown in Table 1. Each sheet was cast to a thickness (3 to 5 mm) under the conditions shown in (Comparative Example). Each of these Al alloy cast thin plates was cold-rolled to a thickness of 1.5 mm.

また、これら各冷延板を、表2(発明例) 、表3(比較例) に示す温度と冷却条件及び付加焼鈍条件で、連続焼鈍炉で最終焼鈍および付加焼鈍を行った。なお、付加焼鈍は、焼鈍条件によってバッチ焼鈍炉あるいは連続焼鈍炉を使用した。また、バッチ焼鈍炉の場合は最終焼鈍後室温で5分経過後に付加焼鈍を行い、連続焼鈍炉の場合は最終焼鈍後室温で24時間経過後に付加焼鈍を行った。これら発明例、比較例とも、比較例16を除き、得られたAl合金板表面の平均結晶粒径は30〜60μm の範囲であった。   Each of these cold-rolled sheets was subjected to final annealing and additional annealing in a continuous annealing furnace at the temperatures, cooling conditions, and additional annealing conditions shown in Table 2 (invention example) and Table 3 (comparative example). In addition, addition annealing used the batch annealing furnace or the continuous annealing furnace depending on annealing conditions. In the case of a batch annealing furnace, addition annealing was performed after 5 minutes at room temperature after the final annealing, and in the case of a continuous annealing furnace, addition annealing was performed after 24 hours at room temperature after the final annealing. In both the inventive examples and the comparative examples, except for Comparative Example 16, the average crystal grain size on the surface of the obtained Al alloy plate was in the range of 30 to 60 μm.

ここにおいて、双ロール連続鋳造の際の、双ロールの周速は70m /min、Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋20℃と、各例とも一定とした。SiC およびアルミナの粉末を水に懸濁させた潤滑剤による双ロール表面の潤滑は、表2 の比較例16のみ行い、他の例は全て双ロール表面の潤滑無し（無潤滑）で、連続鋳造した。   Here, the peripheral speed of twin rolls during continuous casting of twin rolls is 70 m / min, and the pouring temperature when pouring Al alloy molten metal into twin rolls is the liquidus temperature + 20 ° C, which is constant in each example. It was. Lubricating the twin roll surface with a lubricant in which SiC and alumina powders are suspended in water was performed only in Comparative Example 16 in Table 2, and all other examples were continuously lubricated without lubrication of the twin roll surface (no lubrication). did.

このように得られた、最終焼鈍後の高Mgの Al-Mg系Al合金板から、プレス成形される部位の、長手方向に亙って、互いの間隔を100mm 以上開けた任意の測定箇所、5 箇所における、示差熱分析(DSC) により前記した条件で測定した場合の、固相からの加熱曲線を求めた。そして、50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値 (μW)を求めた。表2 、3 に測定結果を示す。なお、示差熱分析条件は下記の条件で行なった。
試験装置：セイコ−インスツルメンツ製DSC220G
標準物質: アルミ
試料容器: アルミ
昇温条件:15 ℃/min
雰囲気: アルゴン(50ml/min)
試料重量:24.5 〜26.5mg From the high-Mg Al-Mg-based Al alloy sheet obtained in this way after the final annealing, any measurement location that is 100 mm or more apart from each other in the longitudinal direction of the part to be press-molded, Heating curves from the solid phase were measured at 5 locations when measured under the conditions described above by differential thermal analysis (DSC). Then, the average value (μW) of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. was determined. Tables 2 and 3 show the measurement results. The differential thermal analysis conditions were as follows.
Test equipment: Seiko Instruments DSC220G
Reference material: Aluminum Sample container: Aluminum temperature rise condition: 15 ℃ / min
Atmosphere: Argon (50ml / min)
Sample weight: 24.5-26.5mg

更に、前記集合組織測定箇所から試験片を採取し、各試験片の機械的性質と、強度延性バランス [引張強度(TS:MPa)×全伸び(EL:%)](MPa%) の平均値を求め、また、プレス成形される板部位から、長手方向に亙って、互いの間隔を100mm 以上開けた任意の各試験片を各試験毎に5 枚採取して、成形性などの特性も計測、評価した。これらの結果も表2 、3 に示す。   Furthermore, specimens were collected from the texture measurement points, and the average value of the mechanical properties of each specimen and the strength ductility balance [tensile strength (TS: MPa) × total elongation (EL:%)] (MPa%) In addition, from the plate part to be press-molded, five arbitrary specimens with a distance of 100 mm or more in the longitudinal direction are collected for each test, and the properties such as formability are also obtained. Measurement and evaluation. These results are also shown in Tables 2 and 3.

引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。   The tensile test was performed according to JIS Z 2201, and the shape of the test piece was a JIS No. 5 test piece, and the test piece was manufactured so that the longitudinal direction of the test piece coincided with the rolling direction. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test piece was run at a constant speed until the test piece broke.

成形性の材料試験評価としては、張出性の評価として、平面ひずみ状態の張出試験、伸びフランジ性の評価としてバーリング試験を行った。   As a material test evaluation of formability, a bulging test in a plane strain state was performed as an evaluation of the bulging property, and a burring test was performed as an evaluation of stretch flangeability.

張出試験は、直径101.6mmの球頭張出ポンチを用い、長さ180mm、幅110mmの試験片に潤滑剤としてR-303Pを塗布し、成形速度4mm/s、しわ押さえ荷重200kNで張出成形試験を行い、試験片が割れる際の高さ(mm)を測定した。   In the overhang test, a ball head overhang punch with a diameter of 101.6 mm was used, R-303P was applied as a lubricant to a test piece with a length of 180 mm and a width of 110 mm, and the overhang was performed at a forming speed of 4 mm / s and a wrinkle holding load of 200 kN. A molding test was performed, and the height (mm) when the test piece was cracked was measured.

バーリング試験は、１辺が100mmの正方形の板に直径10mmの孔を打ち抜く。そして、直径25mmの60°円錐ポンチを用いて、バリを上面（ダイス面）側とし潤滑油として防錆油を用いて、しわ押さえ力4.0トン、ポンチ速度10m/minでバーリング試験を行い、前記打ち抜き孔の縁に破断が発生した段階でポンチを止め、破断後の孔内径（d_s）と成形試験前の初期孔径（d₀）から下記式によってバーリング率（λ）を求めた。
λ：（d_s−d₀）/d₀×100
破断後の孔内径については、圧延方向と、圧延方向に垂直な方向でそれぞれ測定し、バーリング率を各々求めた後に平均を取って、各サンプルのバーリング率とした。さらに、各サンプルについて3回のバーリング試験を行い、その平均値を最終的にバーリング率（λ％）とした。これらの結果も表2 、3 に示す。 In the burring test, a 10 mm diameter hole is punched into a square plate with a side of 100 mm. Then, using a 60 ° conical punch with a diameter of 25 mm, using a burrs on the upper surface (die surface) side, using rust preventive oil as a lubricating oil, conducting a burring test with a wrinkle holding force of 4.0 tons and a punch speed of 10 m / min, The punch was stopped when the edge of the punched hole was broken, and the burring rate (λ) was obtained from the hole inner diameter (d _s ) after the fracture and the initial hole diameter (d ₀ ) before the molding test by the following formula.
λ: (d _s −d ₀ ) / d ₀ × 100
About the hole internal diameter after a fracture | rupture, it measured in the rolling direction and the direction perpendicular | vertical to a rolling direction, respectively, calculated | required each burring rate, and took the average, and was taken as the burring rate of each sample. Furthermore, the burring test was performed three times for each sample, and the average value was finally set as the burring rate (λ%). These results are also shown in Tables 2 and 3.

表1 、2 の通り、表1 のA 〜M の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金板例であって、本発明範囲内の条件で、双ロール連続鋳造、冷延、最終焼鈍乃至付加焼鈍された発明例1 〜16は、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 以上である。この結果、強度延性バランス、限界張出高さ、λが高く、プレス成形性に優れている。   As shown in Tables 1 and 2, it is an example of a high Mg Al-Mg-based Al alloy plate having a composition within the scope of the present invention of A to M in Table 1, and is a twin roll continuous casting under the conditions within the scope of the present invention. In Invention Examples 1 to 16, which were cold-rolled and subjected to final annealing or additional annealing, the average value of the endothermic peak height h between 50 to 100 ° C. was 50.0 μW or more. As a result, the strength ductility balance, the limit overhang height, and λ are high, and the press formability is excellent.

ただ、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例同士の比較において、発明例2 及び4 は、発明例3 及び5 に比して、付加焼鈍が無いか、付加焼鈍における冷却速度が比較的遅い。この結果、発明例2 及び4 は、発明例3 及び5 に比して、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh が比較的低く、強度延性バランスやλが比較的低い。   However, in the comparison between the examples of high Mg Al-Mg based Al alloys having the composition within the scope of the present invention of B in Table 1, Invention Examples 2 and 4 are more subject to additional annealing than Invention Examples 3 and 5. There is no cooling rate in the additional annealing. As a result, Inventive Examples 2 and 4 have a relatively low endothermic peak height h between 50 to 100 ° C., and a relatively low strength ductility balance and λ, as compared with Inventive Examples 3 and 5.

これに対して、表3 の通り、比較例17は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、双ロールの潤滑を行ない、冷却速度が100 ℃/s未満となった好ましい製造条件の範囲外で製造されている。このため、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 未満となり、得られたAl合金板表面の平均結晶粒径が100 μm を超え、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っている。   On the other hand, as shown in Table 3, Comparative Example 17 is an example of a high Mg Al-Mg Al alloy having a composition within the range of the present invention of B in Table 1. It is manufactured outside the range of preferable manufacturing conditions where the speed is less than 100 ° C./s. For this reason, the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is less than 50.0 μW, the average grain size of the obtained Al alloy plate surface exceeds 100 μm, and the strength ductility balance is low, Inferior in press formability.

比較例18、19は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、最終焼鈍における冷却速度が遅過ぎる。このため、比較例18、19は、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 未満となって、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っている。   Comparative Examples 18 and 19 are examples of high Mg Al-Mg Al alloys having a composition within the range of the present invention of B in Table 1, but the cooling rate in the final annealing is too slow. For this reason, in Comparative Examples 18 and 19, the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is less than 50.0 μW, the strength-ductility balance is low, and the press formability is poor.

比較例20は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、最終焼鈍における焼鈍温度が低過ぎる。このため、比較例20は、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 未満となって、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っている。   Comparative Example 20 is an example of a high Mg Al—Mg-based Al alloy having a composition within the range of the present invention of B in Table 1, but the annealing temperature in the final annealing is too low. For this reason, in Comparative Example 20, the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is less than 50.0 μW, the strength ductility balance is low, and the press formability is poor.

比較例21は、表1 のB の本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、付加焼鈍における焼鈍温度が高過ぎる。このため、比較例21は、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 未満となって、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っている。   Comparative Example 21 is an example of a high Mg Al—Mg-based Al alloy having a composition within the range of the present invention of B 1 in Table 1, but the annealing temperature in the additional annealing is too high. For this reason, in Comparative Example 21, the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is less than 50.0 μW, the strength ductility balance is low, and the press formability is poor.

これらの結果から、前記発明例の結果と併せて、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値を50.0μW 以上とするための、最終焼鈍や付加焼鈍における焼鈍温度や冷却速度の条件の意味が裏付けられる。   From these results, together with the results of the above-mentioned invention examples, the annealing temperature and cooling in the final annealing and additional annealing to make the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. 50.0 μW or more. The meaning of the speed condition is supported.

表1 のN 〜X の発明範囲外の組成を有する合金を用いた比較例22〜32は、表3 の通り、好ましい条件の範囲内で、双ロール連続鋳造、最終冷延、最終焼鈍されているにもかかわらず、また、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 以上であるものの、プレス成形性が、発明例に比して著しく劣っている。   Comparative Examples 22-32 using alloys having compositions outside the invention range of N to X in Table 1 were subjected to twin roll continuous casting, final cold rolling, and final annealing within the range of preferable conditions as shown in Table 3. Although the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. is 50.0 μW or more, the press formability is remarkably inferior to that of the inventive examples.

比較例22は、Mg含有量が下限を下回って少な過ぎるN の合金を用いている。
比較例23は、Mg含有量が上限を上回って多過ぎるO の合金を用いている。
比較例24は、Fe含有量が上限を上回って多過ぎるP の合金を用いている。
比較例25は、Si含有量が上限を上回って多過ぎるQ の合金を用いている。
比較例26は、Mn含有量が上限を上回って多過ぎるR の合金を用いている。
比較例27は、Cr含有量が上限を上回って多過ぎるS の合金を用いている。
比較例28は、Zr含有量が上限を上回って多過ぎるT の合金を用いている。
比較例29は、V 含有量が上限を上回って多過ぎるU の合金を用いている。
比較例30は、Ti含有量が上限を上回って多過ぎるV の合金を用いている。
比較例31は、Cu含有量が上限を上回って多過ぎるW の合金を用いている。
比較例32は、Zn含有量が上限を上回って多過ぎるX の合金を用いている。
したがって、これらから、各元素の強度、延性、強度延性バランス、成形性に対する臨界的な意義が分かる。 Comparative Example 22 uses an N 2 alloy whose Mg content is too low below the lower limit.
Comparative Example 23 uses an alloy of O 2 whose Mg content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 24 uses an alloy of P 2 in which the Fe content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 25 uses an alloy of Q 2 whose Si content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 26 uses an alloy of R 2 whose Mn content is too much above the upper limit.
Comparative Example 27 uses an alloy of S 2 whose Cr content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 28 uses an alloy of T 2 whose Zr content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 29 uses an alloy of U 2 whose V content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 30 uses an alloy of V where the Ti content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 31 uses an alloy of W 2 whose Cu content exceeds the upper limit and is too high.
Comparative Example 32 uses an alloy of X 2 whose Zn content exceeds the upper limit and is too high.
Therefore, from these, the critical significance of the strength, ductility, strength-ductility balance, and moldability of each element can be understood.

表1 に示す種々の化学成分組成のAl-Mg 系Al合金板状鋳塊（発明例Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ）を、DC鋳造法により溶解、鋳造し、板厚100mmの鋳塊を得た。この鋳塊に480℃×10hrの均質化熱処理を施した後、熱延開始温度320℃で熱延を行って板厚(3〜5mm)にし、さらに昇温速度6℃/s、到達温度450℃、保持時間60s、冷却速度6℃/sで中間焼鈍を施したのち、冷間圧延を行って板厚1.5mmtとした。その後、表4に示す条件で最終焼鈍および付加焼鈍を行い、供試材とした。   Table 1 Al-Mg-based Al alloy plate ingots (Invention Examples A, B, C, D, E) with various chemical compositions shown in Table 1 are melted and cast by the DC casting method, and the thickness is 100 mm. Got. This ingot is subjected to a homogenization heat treatment of 480 ° C x 10 hr, then hot rolled to a plate thickness (3-5mm) at a hot rolling start temperature of 320 ° C, and further a heating rate of 6 ° C / s, an ultimate temperature of 450 Intermediate annealing was performed at a temperature of 60 ° C., a holding time of 60 s, and a cooling rate of 6 ° C./s, followed by cold rolling to a sheet thickness of 1.5 mmt. Thereafter, final annealing and additional annealing were performed under the conditions shown in Table 4 to obtain test materials.

なお、付加焼鈍は、焼鈍条件によってバッチ焼鈍炉あるいは連続焼鈍炉を使用した。また、バッチ焼鈍炉の場合は最終焼鈍後室温で5分経過後に付加焼鈍を行い、連続焼鈍炉の場合は最終焼鈍後室温で24時間経過後に付加焼鈍を行った。   In addition, addition annealing used the batch annealing furnace or the continuous annealing furnace depending on annealing conditions. In the case of a batch annealing furnace, addition annealing was performed after 5 minutes at room temperature after the final annealing, and in the case of a continuous annealing furnace, addition annealing was performed after 24 hours at room temperature after the final annealing.

このように得られた、最終焼鈍後の高Mgの Al-Mg系Al合金板の示差熱分析(DSC) における50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値 (μW)を実施例1 と同様に求めた。表4 に測定結果を示す。   The average value (μW) of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C in differential thermal analysis (DSC) of the high-Mg Al-Mg Al alloy plate after final annealing was obtained. Determined as in Example 1. Table 4 shows the measurement results.

更に、機械的性質と、強度延性バランス [引張強度(TS:MPa)×全伸び(EL:%)](MPa%) の平均値、、限界張出高さ、λなども実施例1 と同様に求めた。表4 に測定結果を示す。   Furthermore, the mechanical properties and the strength ductility balance [tensile strength (TS: MPa) × total elongation (EL:%)] (MPa%) average value, limit overhang height, λ, etc. are the same as in Example 1. Asked. Table 4 shows the measurement results.

表4 の通り、本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金板例であって、本発明範囲内の条件で、熱延、冷延、最終焼鈍乃至付加焼鈍された発明例33〜42は、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 以上である。この結果、強度延性バランス、限界張出高さ、λなどが高く、プレス成形性に優れている。   As shown in Table 4, it is an example of a high Mg Al-Mg-based Al alloy plate having a composition within the scope of the present invention, which is hot rolled, cold rolled, final annealed or additional annealed under conditions within the scope of the present invention. In Examples 33 to 42, the average value of the endothermic peak height h between 50 to 100 ° C. is 50.0 μW or more. As a result, the strength ductility balance, the limit overhang height, λ, etc. are high, and the press formability is excellent.

これに対して、比較例43〜49は、本発明範囲内の組成を有する高MgのAl-Mg 系Al合金例ではあるが、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値が50.0μW 未満である。この結果、発明例33〜42に比して、強度延性バランス、限界張出高さ、λなどが低く、プレス成形性が著しく劣っている。   In contrast, Comparative Examples 43 to 49 are examples of high Mg Al-Mg Al alloys having compositions within the scope of the present invention, but the average of the endothermic peak height h between 50 to 100 ° C. The value is less than 50.0μW. As a result, as compared with Invention Examples 33 to 42, the strength ductility balance, the limit overhang height, λ, etc. are low, and the press formability is remarkably inferior.

比較例43は付加焼鈍における焼鈍温度が高過ぎる。
比較例44、45は最終焼鈍における冷却速度が遅過ぎる。
比較例46は付加焼鈍における焼鈍温度が低過ぎる。
比較例47は付加焼鈍における焼鈍温度が高過ぎる。
比較例48は付加焼鈍における焼鈍温度が高過ぎる。
比較例49は付加焼鈍における冷却速度が低過ぎる。 In Comparative Example 43, the annealing temperature in the additional annealing is too high.
In Comparative Examples 44 and 45, the cooling rate in the final annealing is too slow.
In Comparative Example 46, the annealing temperature in the additional annealing is too low.
In Comparative Example 47, the annealing temperature in the additional annealing is too high.
In Comparative Example 48, the annealing temperature in the additional annealing is too high.
In Comparative Example 49, the cooling rate in the additional annealing is too low.

これらの結果からも、前記発明例の結果と併せて、前記50〜100 ℃の間の吸熱ピークの高さh の平均値を50.0μW 以上とするための、最終焼鈍や付加焼鈍における焼鈍温度や冷却速度の条件の意味が裏付けられる。   Also from these results, together with the results of the above-mentioned invention examples, the annealing temperature in the final annealing and additional annealing to make the average value of the endothermic peak height h between 50 and 100 ° C. 50.0 μW or more, The meaning of the cooling rate condition is supported.

以上説明したように、本発明によれば、高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板であって、自動車のアウタパネルやインナパネルへの適用が可能な、より高いプレス成形性を有するアルミニウム合金板を提供することができる。この結果、自動車パネルなど、プレス成形用としての高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板の適用を拡大できるものである。   As described above, according to the present invention, there is provided an aluminum alloy plate having a higher press formability, which is a high Mg content Al-Mg-based aluminum alloy plate and can be applied to an outer panel and an inner panel of an automobile. Can be provided. As a result, the application of high Mg content Al—Mg-based aluminum alloy sheets for press forming such as automobile panels can be expanded.

高MgのAl-Mg 系合金板の、示差熱分析により測定した場合の、固相からの加熱曲線と50〜100 ℃の間の吸熱ピークを示す説明図である。It is explanatory drawing which shows the endothermic peak between the heating curve from a solid phase, and 50-100 degreeC at the time of measuring with a differential thermal analysis of the Al-Mg type | system | group alloy plate of high Mg.

Claims (2)

質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなるAl-Mg 系アルミニウム合金板であって、この板の融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線の50〜100 ℃の間の吸熱ピーク高さが50.0μW 以上であることを特徴とする成形用アルミニウム合金板。   An Al-Mg-based aluminum alloy plate containing, by mass%, Mg: more than 8% and 14% or less, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, and the balance Al and unavoidable impurities. Molding aluminum alloy characterized in that the endothermic peak height between 50 and 100 ° C. of the heating curve from the solid phase obtained by measuring the thermal change in the melting process by differential thermal analysis is 50.0 μW or more Board. 前記アルミニウム合金板が、更に、質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、の一種または二種以上を含む、請求項１に記載の成形用アルミニウム合金板。
The aluminum alloy plate is further mass%, Mn: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.1% or less, Cu: 1.0% or less, Zn: The aluminum alloy sheet for forming according to claim 1, comprising 1.0% or less of one or more of them.

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