JP6719219B2 - High strength aluminum alloy sheet excellent in formability and method for producing the same - Google Patents
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本発明は、リサイクル性にも配慮した成分組成を有し、自動車用ボディシートなどに適用可能な成形性に優れた高強度アルミニウム合金板に関するものである。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength aluminum alloy sheet having a component composition that takes recyclability into consideration and is applicable to automobile body sheets and the like and has excellent formability.
自動車ボディシートに用いるアルミニウム合金板としては、例えばＡ５０５２Ｐ−ＯやＡ５１８２Ｐ−Ｏなどの５０００系合金が用いられている。しかし、アルミニウム合金板は、プレス成形用鋼板と比較すると成形性に劣り、しかも、新塊のアルミニウム地金は、精錬時のエネルギー投入量が多く、コスト高になるという問題がある。 As an aluminum alloy plate used for an automobile body sheet, for example, 5000 series alloys such as A5052P-O and A5182P-O are used. However, the aluminum alloy sheet is inferior in formability to the press-forming steel sheet, and the new ingot of aluminum ingot has a problem that the amount of energy input during refining is large and the cost is high.
アルミニウムはリサイクル性に優れることが知られており、２次合金製造時のエネルギーは主として原材料の溶解に用いられるため、２次合金製造時のエネルギー投入量は比較的小さい。そこで、自動車ボディシート用として、リサイクル性にも配慮した成形性に優れる５０００系合金板が開発されてきた。例えば、特許文献１には、Ｍｇ：２．５〜８％（重量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．３〜１．２％を含み、かつＳｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．３％、Ｓｉ／Ｆｅ≦１．０、Ｓｉ＋０．６×Ｆｅ≦０．９％に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、しかも１０μｍを越えるサイズの金属間化合物の数が３００個／ｍｍ２以下で、結晶粒サイズが２０〜７０μｍの範囲内にあることを特徴とする、リサイクル性の高い自動車ボディシート用アルミニウム合金圧延板が提唱されている。特許文献１によれば、自動車スクラップなどの鉄成分を多量に含むアルミニウムスクラップを原料として、Ｆｅ含有量が高くても優れた強度ならびに成形性を有するリサイクル性に優れた自動車ボディシート用アルミニウム合金圧延板が提供できることが記載されている。
It is known that aluminum has excellent recyclability, and the energy during the production of the secondary alloy is mainly used for melting the raw materials, so the amount of energy input during the production of the secondary alloy is relatively small. Therefore, a 5000-series alloy sheet having excellent formability has been developed for automobile body sheets in consideration of recyclability. For example,
また、塗装焼付後の強度も発揮できる６０００系アルミニウム合金板も開発されている。例えば、特許文献２には、０．２〜１．５重量％のＳｉと０．２〜１．５重量％のＭｇとを必須成分とし、通常スクラップ等に含有される他の成分を任意成分として含有し、板の圧延方向断面で見られる最大径が１０μｍ以上である晶出物の個数が３００個／ｍｍ２以下で、かつ最大径と最小径との比（最大径／最小径）が３．５以上である晶出物の個数が１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする自動車ボディパネル用アルミニウム合金板が提唱されている。 In addition, a 6000 series aluminum alloy plate has been developed that can exhibit strength after baking. For example, in Patent Document 2, 0.2 to 1.5% by weight of Si and 0.2 to 1.5% by weight of Mg are essential components, and other components usually contained in scrap or the like are optional components. And the maximum diameter seen in the rolling direction cross section of the plate is 10 μm or more, the number of crystallized substances is 300 pieces/mm 2 or less, and the ratio of the maximum diameter to the minimum diameter (maximum diameter/minimum diameter) is An aluminum alloy plate for an automobile body panel has been proposed, which is characterized in that the number of crystallized substances of 3.5 or more is 100/mm 2 or less.
特許文献２によれば、スクラップ等のリサイクル材を原料としても、優れたプレス成形性、耐食性、及び塗装焼付後の強度等を発揮できる自動車ボディパネル用アルミニウム合金板が提供できることが記載されている。 According to Patent Document 2, it is described that it is possible to provide an aluminum alloy plate for an automobile body panel, which can exhibit excellent press formability, corrosion resistance, strength after baking and the like even when a recycled material such as scrap is used as a raw material. ..
さらに、強度を向上させて自動車の構造上のインナー材としての要求を満たし、かつリサイクル性に優れた３０００系アルミニウム合金板も開発されている。例えば、特許文献３には、Ｍｎ：０．７乃至１．５質量％、Ｍｇ：０．７乃至２．０質量％及びＳｉ：０．２乃至０．６質量％を含有し、更にＦｅ：０．２乃至０．７質量％、Ｃｕ：０．１乃至０．４質量％及びＣｒ：０．３質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有すると共に、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成を有する自動車インナーパネル用アルミニウム合金板が提唱されている。 Furthermore, a 3000 series aluminum alloy plate has been developed which has improved strength and satisfies the requirements as an inner structural material for automobiles and has excellent recyclability. For example, Patent Document 3 contains Mn: 0.7 to 1.5% by mass, Mg: 0.7 to 2.0% by mass, and Si: 0.2 to 0.6% by mass, and further Fe: 0.2 to 0.7% by mass, Cu: 0.1 to 0.4% by mass, and Cr: 0.3% by mass or less, and at least one selected from the group consisting of Al and the unavoidable balance. Alloy plates for automobile inner panels, which have a composition consisting of specific impurities, have been proposed.
特許文献３によれば、原材料の選択の幅が極めて広く、パネルのスクラップ材を原材料としてパネルを作製できる等の極めて優れたリサイクル性を有し、強度及びパネルを成形するときの成形性が優れた自動車パネルインナー材用アルミニウム合金板及び自動車インナーパネルを提供できることが記載されている。 According to Patent Document 3, the range of selection of raw materials is extremely wide, and the panel has excellent recyclability such that a panel scrap material can be used as a raw material to produce a panel, and has excellent strength and moldability when molding a panel. It is described that an aluminum alloy plate for an automobile panel inner material and an automobile inner panel can be provided.
また、最近では、前述の３０００系アルミニウム合金板よりも、Ｍｇ含有量を少なくした成形性に優れる高強度アルミニウム合金板も開発されている。例えば、引用文献４には、Ｓｉ：０．５〜１．４質量％、Ｆｅ：０．３〜１．１質量％、Ｃｕ：０．１〜０．３質量％、Ｍｇ：０．０３〜０．６質量％、Ｍｎ：０．７〜１．４質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、及び残部：Ａｌ及び不純物からなり、不純物としてのＺｎが１．０質量％未満、不純物としてのＣｒが０．１質量％未満、不純物としてのＮｉが０．１質量％以下である成分組成を有し、引張り強度が１８０ＭＰａ超、０．２％耐力が１４０ＭＰａ未満、及び伸びの値が２３％以上であり、再結晶粒の平均粒径が３０μｍ未満である冷延焼鈍材であるアルミニウム合金板が提唱されている。 Further, recently, a high-strength aluminum alloy sheet having a lower Mg content and excellent in formability has been developed as compared with the above-described 3000 series aluminum alloy sheet. For example, in the cited document 4, Si: 0.5 to 1.4 mass%, Fe: 0.3 to 1.1 mass%, Cu: 0.1 to 0.3 mass%, Mg: 0.03 to. 0.6% by mass, Mn: 0.7 to 1.4% by mass, Ti: 0.01 to 0.1% by mass, and balance: Al and impurities, and Zn as impurities is less than 1.0% by mass. , Cr as an impurity is less than 0.1% by mass, Ni as an impurity is 0.1% by mass or less, the tensile strength is more than 180 MPa, the 0.2% proof stress is less than 140 MPa, and the elongation of An aluminum alloy plate, which is a cold rolled annealed material having a value of 23% or more and an average recrystallized grain size of less than 30 μm, is proposed.
特許文献４によれば、上記組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造するため、元スラブ鋳造時にＭｎ及びＦｅを含有する２次合金地金を多く配合することができ、リサイクル性に優れ、自動車ボディシートなどに適用可能な成形性及び形状凍結性に優れるアルミニウム合金板及びその製造方法を提供できることが記載されている。 According to Patent Document 4, since the molten aluminum alloy having the above composition is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm by using a thin slab continuous casting machine, a secondary alloy containing Mn and Fe at the time of casting the original slab. It is described that it is possible to provide an aluminum alloy sheet which can be mixed with a large amount of metal, is excellent in recyclability, and is excellent in formability and shape fixability applicable to automobile body sheets and the like, and a method for producing the same.
アルミニウム合金製の熱交換器のスクラップ材については、Ｍｎ含有量の多い３０００系合金が多く用いられている。これらスクラップ材には、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇなどの元素は勿論のこと、ろう材やフィン材などが含まれ、さらにはＳｉ、Ｚｎなどの元素が不純物として含まれている。 As a scrap material for a heat exchanger made of an aluminum alloy, a 3000 series alloy having a high Mn content is often used. These scrap materials include elements such as Fe, Cu and Mg, as well as brazing material and fin material, and further include elements such as Si and Zn as impurities.
このスクラップ材を主に含む２次合金地金を原料として配合してアルミニウム合金板を製造する場合、通常のＤＣ鋳造による製造方法では、鋳造時の凝固冷却速度が比較的遅いことから、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの粗大な金属間化合物がスラブ中央部に晶出しやすい。この場合、鋳造時に粗大に晶出した金属間化合物が破断の起点になる可能性があり、破断伸びが低下する虞がある。一方、自動車用ボディシートなどに用いられるのアルミニウム合金板には、所定の形状にプレス成形されるため、優れた成形性及び形状凍結性が要求されるとともに、高強度であることも必要とされる。 When a secondary alloy ingot mainly containing this scrap material is mixed as a raw material to produce an aluminum alloy plate, the solidification cooling rate at the time of casting is relatively slow in the conventional DC casting production method. Coarse intermetallic compounds such as (Fe.Mn)-Si tend to crystallize in the central part of the slab. In this case, the intermetallic compound crystallized coarsely at the time of casting may serve as the starting point of fracture, and the elongation at fracture may decrease. On the other hand, aluminum alloy sheets used for automobile body sheets and the like are required to have excellent formability and shape fixability as well as high strength because they are press-formed into a predetermined shape. It
そこで、本発明者らは、特許文献４に記載のアルミニウム合金板の開発において、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造して、均質化処理を施すことなく、直接コイルに巻き取り、中間焼鈍処理を介して、又は介さずに冷間圧延を施した後、最終焼鈍処理を施す製造工程を採用した。この薄スラブ連続鋳造法によると、鋳造時の凝固冷却速度が比較的速いことから、スラブ中に晶出する金属間化合物のサイズが小さくなり、破断伸びが増加する。その結果、リサイクル性に優れ、かつ成形性及び形状凍結性にも優れた高強度アルミニウム合金板を完成させた。 Therefore, in the development of the aluminum alloy plate described in Patent Document 4, the present inventors use a thin slab continuous casting machine to continuously cast a slab having a thickness of 3 to 10 mm and perform homogenization treatment. Instead, the manufacturing process is adopted in which the coil is directly wound around the coil, cold rolled with or without intermediate annealing, and then subjected to final annealing. According to this thin slab continuous casting method, since the solidification cooling rate during casting is relatively high, the size of the intermetallic compound crystallized in the slab becomes small and the breaking elongation increases. As a result, a high-strength aluminum alloy plate having excellent recyclability, moldability and shape fixability was completed.
ところで、成形性の評価方法として、従来は引張り試験における伸びの値を採用する場合が多く、この場合は、一軸引張り試験となるため、いわゆる絞り領域における成形性の評価となり、実際のプレス成形における成形性を評価するには不適切であった。アルミニウム合金板のプレス成形における割れは、絞り領域と張出し領域の中間領域である平面ひずみ領域において起こり易いとされている。したがって、プレス成形における割れなどの不良発生率を低減するためには、アルミニウム合金板のプレス成形において成形限界が最も低いとされる平面ひずみ領域において、その破断限界を評価する必要がある。 By the way, as a method of evaluating formability, conventionally, the value of elongation in a tensile test is often adopted, and in this case, since it is a uniaxial tensile test, it becomes an evaluation of formability in a so-called drawing area, and in an actual press forming. It was unsuitable for evaluating formability. It is said that cracks in the press forming of an aluminum alloy plate are likely to occur in a plane strain region which is an intermediate region between the drawing region and the overhang region. Therefore, in order to reduce the incidence of defects such as cracks in press forming, it is necessary to evaluate the fracture limit in the plane strain region where the forming limit is the lowest in press forming of an aluminum alloy sheet.
本発明者等は、特許文献４に記載のアルミニウム合金板の開発において、マトリックス中のＭｎ固溶量が比較的高い場合には、平面ひずみ領域における破断限界（＝平面ひずみ破断限界）が低くなることを見出した。その結果から、特許文献４に記載のアルミニウム合金板の合金組成よりも、Ｍｎ含有量を低くし、その代わりにＳｉ含有量またはＭｇ含有量を高くすることで、成形性に優れる高強度アルミニウム合金板を得ることができるのではないか、との着想を得た。そして、本発明者等は、最終焼鈍板の引張り特性および平面ひずみ破断限界の調査を通じて、成形性に優れる高強度アルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。 In the development of the aluminum alloy plate described in Patent Document 4, the present inventors have a lower fracture limit in the plane strain region (=plane strain fracture limit) when the Mn solid solution amount in the matrix is relatively high. I found that. From the result, a high-strength aluminum alloy having excellent formability by lowering the Mn content and increasing the Si content or the Mg content instead of the alloy composition of the aluminum alloy plate described in Patent Document 4 I got the idea that I could get a board. Then, the present inventors have earnestly studied to obtain a high-strength aluminum alloy sheet having excellent formability through investigation of tensile properties and plane strain rupture limit of the final annealed sheet, and arrived at the present invention.
本発明に係るアルミニウム合金板は、元スラブ鋳造時にＭｎ、Ｆｅ及びＳｉを含有する２次合金地金を多く配合することができ、リサイクル性に優れ、かつ成形性及び形状凍結性に優れているため、自動車ボディシートなどに適用可能である。 The aluminum alloy sheet according to the present invention can be mixed with a large amount of a secondary alloy ingot containing Mn, Fe and Si at the time of original slab casting, is excellent in recyclability, and is excellent in formability and shape fixability. Therefore, it can be applied to automobile body seats.
本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｓｉ：１．４０〜１．６０質量％、Ｆｅ：０．４０〜０．６０質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０〜０．７０質量％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％、並びに残部：Ａｌ及び不純物からなり、不純物としてのＺｎが１．０質量％未満、不純物としてのＣｒが０．１質量％未満、不純物としてのＮｉが０．１質量％未満である成分組成を有し、引張り強度が２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満、伸びの値が２２％以上であり、再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満であり、平面ひずみ破断限界が０．１５以上である冷延焼鈍材である。 The aluminum alloy plate according to the present invention has Si: 1.40 to 1.60 mass%, Fe: 0.40 to 0.60 mass%, Cu: 0.10 to 0.20 mass%, Mg: 0.20. .About.0.50% by mass, Mn: 0.50 to less than 0.70% by mass, Ti: 0.01 to 0.10% by mass, and the balance: Al and impurities, and Zn as impurities is 1.0% by mass. %, Cr as an impurity is less than 0.1% by mass, Ni as an impurity is less than 0.1% by mass, the tensile strength is 200 MPa or more, the 0.2% proof stress is less than 170 MPa, the elongation. Is 22% or more, the average grain size of recrystallized grains is less than 25 μm, and the plane strain rupture limit is 0.15 or more.
本発明に係るアルミニウム合金板の特性を達成するために、第１の製造方法では、上記組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、コイルに直接巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施す。さらに、最終焼鈍においては、連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５５０℃で１０〜６０秒間保持する最終焼鈍を施すことが好ましい。 In order to achieve the characteristics of the aluminum alloy sheet according to the present invention, in the first manufacturing method, the aluminum alloy melt having the above composition is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm using a thin slab continuous casting machine. After the coil is directly wound on the coil without performing homogenization treatment and hot rolling on the slab, cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% is performed without performing intermediate annealing to perform final annealing. Give. Further, in the final annealing, it is preferable to perform the final annealing in which the holding temperature is held at 450 to 550° C. for 10 to 60 seconds in a continuous annealing furnace.
本発明に係るアルミニウム合金板の特性を達成するために、第２の製造方法では、上記組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、コイルに直接巻き取った後、冷間圧延を施し、前記コイルをバッチ炉に挿入し、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間保持する中間焼鈍を施した後、最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施す。さらに、中間焼鈍においては、バッチ炉により、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間保持する中間焼鈍を施すことが好ましい。さらに、最終焼鈍においては、連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５５０℃で１０〜６０秒間保持する最終焼鈍を施すことが好ましい。 In order to achieve the characteristics of the aluminum alloy sheet according to the present invention, in the second manufacturing method, the aluminum alloy melt having the above composition is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm using a thin slab continuous casting machine. , Without directly subjecting the slab to homogenization treatment and hot rolling, after directly winding it around a coil, cold rolling is performed, the coil is inserted into a batch furnace, and the coil is held at a holding temperature of 430 to 510° C. for 0.5 to After performing the intermediate annealing which holds for 12 hours, the final cold rolling with a final cold rolling rate of 50 to 90% is performed and the final annealing is performed. Further, in the intermediate annealing, it is preferable to perform the intermediate annealing in which the holding temperature is maintained at 430 to 510° C. for 0.5 to 12 hours in a batch furnace. Furthermore, in the final annealing, it is preferable to perform the final annealing in which the holding temperature is held at 450 to 550° C. for 10 to 60 seconds in a continuous annealing furnace.
本発明のアルミニウム合金板は、元スラブ鋳造時にＭｎ、Ｆｅ及びＳｉを含有する２次合金地金を多く配合することができ、リサイクル性に優れ、自動車ボディシートを低コストで提供することができる。そして、自動車ボディシートとして採用されているＡ５０５２−Ｏ材並みの適度な強度、形状凍結性及び成形性を有する。 The aluminum alloy sheet of the present invention can contain a large amount of secondary alloy ingot containing Mn, Fe and Si during original slab casting, has excellent recyclability, and can provide an automobile body sheet at low cost. .. Further, it has appropriate strength, shape fixability, and moldability comparable to those of A5052-O material used as an automobile body sheet.
また、本発明のアルミニウム合金板は、一般のアルミニウム合金に比べて、Ｍｎ、Ｆｅ、及びＳｉなどが多い合金組成において、良好な成形性を有する最終焼鈍板を得るために、Ｍｎ、Ｆｅ、及びＳｉなどの各元素を適切に調整することに加え、鋳造時に晶出する金属間化合物のサイズを細かくするとともに、最終冷延率を高めて最終焼鈍処理によって、金属組織を平均結晶粒径２５μｍ未満の再結晶組織とすることができる。さらに、成分組成を細かく調整することにより、ひずみ速度１０−３／ｓｅｃにおける平面ひずみ破断限界を０．１５以上として、プレス成形性に優れたアルミニウム合金板とすることができる。 Further, the aluminum alloy sheet of the present invention has Mn, Fe, and Si in order to obtain a final annealed sheet having good formability in an alloy composition containing more Mn, Fe, and Si as compared with a general aluminum alloy. In addition to appropriately adjusting each element such as Si, the size of the intermetallic compound that crystallizes during casting is made fine, and the final cold rolling rate is increased to perform the final annealing treatment, whereby the metal structure has an average crystal grain size of less than 25 μm. The recrystallization structure of Further, by finely adjusting the component composition, the plane strain rupture limit at a strain rate of 10 −3 /sec can be set to 0.15 or more, and an aluminum alloy plate excellent in press formability can be obtained.
以下、本発明の実施の形態に係るアルミニウム合金板について説明する。本実施の形態に係るアルミニウム合金板は、Ｓｉ：１．４０〜１．６０質量％、Ｆｅ：０．４０〜０．６０質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％、Ｍｇ：０．２０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０〜０．７０質量％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％、並びに残部：Ａｌ及び不純物からなり、不純物としてのＺｎが１．０質量％未満、不純物としてのＣｒが０．１質量％未満、不純物としてのＮｉが０．１質量％未満である成分組成を有し、引張り強度が２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満、伸びの値が２２％以上であり、再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満であり、平面ひずみ破断限界が０．１５以上である冷延焼鈍材である。 Hereinafter, the aluminum alloy plate according to the embodiment of the present invention will be described. The aluminum alloy plate according to the present embodiment has Si: 1.40 to 1.60 mass%, Fe: 0.40 to 0.60 mass%, Cu: 0.10 to 0.20 mass%, Mg:0. 20 to 0.50 mass%, Mn: 0.50 to less than 0.70 mass%, Ti: 0.01 to 0.10 mass%, and the balance: Al and impurities, and Zn as an impurity is 1. Less than 0% by mass, Cr as an impurity is less than 0.1% by mass, Ni as an impurity is less than 0.1% by mass, the tensile strength is 200 MPa or more, and the 0.2% proof stress is less than 170 MPa. The elongation value is 22% or more, the average grain size of recrystallized grains is less than 25 μm, and the plane strain fracture limit is 0.15 or more.
また、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第１の製造方法は、本発明の実施の形態に係るアルミニウム合金の溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接コイルに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施す。第１の製造方法では、薄スラブ連続鋳造機によって、３〜１０ｍｍ厚みのスラブを鋳造することで、凝固冷却速度を速くして、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物を細かく晶出させるとともに、均質化処理及び熱間圧延工程を省略して、最終板厚まで中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施して最終冷延板を得ることができる。さらに、第１の製造方法では、急速加熱及び急速冷却が可能な連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて最終焼鈍を施し、細かい再結晶組織を有する冷延焼鈍材（Ｏ材）を得ることができる。 Moreover, the 1st manufacturing method of the aluminum alloy plate which concerns on this Embodiment continuously melts the molten aluminum alloy which concerns on Embodiment of this invention into the slab of thickness 3-10mm using a thin slab continuous casting machine. Cast on the slab, without directly subjecting the slab to homogenization treatment and hot rolling, after being directly wound into a coil, without intermediate annealing, cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% is performed, Perform final annealing. In the first manufacturing method, a thin slab continuous casting machine is used to cast a slab having a thickness of 3 to 10 mm, thereby increasing the solidification cooling rate and finely removing intermetallic compounds such as Al-(Fe.Mn)-Si. While crystallizing and omitting the homogenization treatment and the hot rolling step, without performing intermediate annealing to the final plate thickness, cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% is performed to obtain a final cold rolled sheet. be able to. Furthermore, in the first manufacturing method, final annealing is performed using a continuous annealing furnace (CAL) capable of rapid heating and rapid cooling, and a cold rolled annealed material (O material) having a fine recrystallized structure can be obtained. ..
また、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第２の製造方法は、本発明の実施の形態に係るアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接コイルに巻き取った後、冷間圧延を施し、前記コイルをバッチ炉に挿入し、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間保持する中間焼鈍を施した後、さらに最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施す。第２の製造方法では、薄スラブ連続鋳造機によって、３〜１０ｍｍ厚みのスラブを鋳造することで、凝固冷却速度を速くして、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物を細かく晶出させるとともに、均質化処理及び熱間圧延工程を省略して、冷間圧延を施した後、中間焼鈍を施すことで、マトリックス中のＭｎ、Ｓｉ等の固溶量を低減させるとともに、中間焼鈍を施した後、最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延を施して最終冷延板を得ることができる。さらに、第２の製造方法では、急速加熱及び急速冷却が可能な連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて最終焼鈍を施し、細かい再結晶組織を有する冷延焼鈍材（Ｏ材）を得ることができる。 Moreover, the 2nd manufacturing method of the aluminum alloy plate which concerns on this Embodiment continuously uses the aluminum alloy molten metal which concerns on embodiment of this invention in a slab of thickness 3-10mm using a thin slab continuous casting machine. After casting, the slab was directly wound around a coil without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, and then subjected to cold rolling, and the coil was inserted into a batch furnace at a holding temperature of 430 to 510°C. After performing the intermediate annealing which holds for 5 to 12 hours, the final cold rolling with a final cold rolling rate of 50 to 90% is further performed to perform the final annealing. In the second production method, a thin slab continuous casting machine is used to cast a slab having a thickness of 3 to 10 mm, thereby increasing the solidification cooling rate and finely removing intermetallic compounds such as Al-(Fe.Mn)-Si. While crystallizing, homogenization and hot rolling steps are omitted, cold rolling is performed, and then intermediate annealing is performed to reduce the amount of solid solution of Mn, Si, etc. in the matrix, and After annealing, the final cold rolled sheet can be obtained by cold rolling at a final cold rolling rate of 50 to 90%. Furthermore, in the second manufacturing method, final annealing is performed using a continuous annealing furnace (CAL) capable of rapid heating and rapid cooling, and a cold rolled annealed material (O material) having a fine recrystallized structure can be obtained. ..
次に、本願発明の成分組成を限定した理由について各元素毎に説明する。
Ｓｉ：１．４０〜１．６０質量％
Ｓｉは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Next, the reason for limiting the component composition of the present invention will be described for each element.
Si: 1.40 to 1.60 mass%
Since Si is generally contained in a large amount in a secondary alloy base metal made of scrap, it is an essential element for the aluminum alloy plate of the present invention.
Ｓｉ含有量が１．４０質量％未満であると、強度が低下し、２次合金地金の配合率を高くすることができないため、好ましくない。一方、Ｓｉ含有量が１．６０質量％を超えると、冷延材の融点が低下することで、最終焼鈍時の保持温度を高くできなくなるため、好ましくない。したがって、Ｓｉ含有量は、１．４０〜１．６０質量％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は、１．４５〜１．６０質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は、１．４５〜１．５５質量％の範囲である。 If the Si content is less than 1.40 mass %, the strength is lowered and the blending ratio of the secondary alloy base metal cannot be increased, which is not preferable. On the other hand, when the Si content exceeds 1.60 mass %, the melting point of the cold rolled material is lowered, and the holding temperature at the final annealing cannot be increased, which is not preferable. Therefore, the Si content is in the range of 1.40 to 1.60 mass %. Preferably, the Si content is in the range of 1.45 to 1.60 mass %. More preferably, the Si content is in the range of 1.45 to 1.55% by mass.
Ｆｅ：０．４０〜０．６０質量％
Ｆｅは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Fe: 0.40 to 0.60 mass%
Since Fe is generally contained in a large amount in a secondary alloy ingot containing scrap, Fe is an essential element for the aluminum alloy plate of the present invention.
Ｆｅ含有量が０．４０質量％未満であると、２次合金の配合率を高くすることができないため、好ましくない。また、Ｆｅ含有量が０．４０質量％未満であると、冷延焼鈍板における引張り強度が低くなりすぎるため、好ましくない。Ｆｅ含有量が０．６０質量％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物のサイズが大きくなりすぎて、平面ひずみ破断限界が低くなり成形性が低下するため、好ましくない。したがって、Ｆｅ含有量は、０．４０〜０．６０質量％の範囲とする。好ましくは、Ｆｅ含有量は、０．４０〜０．５５質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｆｅ含有量は、０．４５〜０．５５質量％の範囲である。 If the Fe content is less than 0.40% by mass, the compounding ratio of the secondary alloy cannot be increased, which is not preferable. Further, if the Fe content is less than 0.40 mass%, the tensile strength of the cold rolled annealed sheet becomes too low, which is not preferable. When the Fe content exceeds 0.60% by mass, the size of the intermetallic compound such as Al-(Fe.Mn)-Si becomes too large, the plane strain rupture limit becomes low, and the formability deteriorates. Absent. Therefore, the Fe content is in the range of 0.40 to 0.60 mass %. Preferably, the Fe content is in the range of 0.40 to 0.55% by mass. More preferably, the Fe content is in the range of 0.45 to 0.55 mass %.
Ｃｕ：０．１０〜０．２０質量％
Ｃｕは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Cu: 0.10 to 0.20 mass%
Since Cu is generally contained in a large amount in a scrap secondary alloy base metal, Cu is an essential element for the aluminum alloy plate of the present invention.
Ｃｕ含有量が０．１０質量％未満であると、２次合金の配合率を高くすることができないため、好ましくない。一方、Ｃｕ含有量が０．２０質量％を超えると、冷延焼鈍板の耐食性が低下するとともに、平面ひずみ破断限界が低くなり成形性が低下するため、好ましくない。したがって、Ｃｕ含有量は、０．１０〜０．２０質量％の範囲とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は、０．１０〜０．１８質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は、０．１２〜０．１８質量％の範囲である。 When the Cu content is less than 0.10% by mass, the compounding ratio of the secondary alloy cannot be increased, which is not preferable. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.20% by mass, the corrosion resistance of the cold rolled annealed sheet is lowered, and the plane strain rupture limit is lowered to lower the formability, which is not preferable. Therefore, the Cu content is in the range of 0.10 to 0.20 mass %. Preferably, the Cu content is in the range of 0.10 to 0.18 mass %. More preferably, the Cu content is in the range of 0.12 to 0.18 mass %.
Ｍｇ：０．２０〜０．５０質量％
Ｍｇは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Mg: 0.20 to 0.50 mass%
Since Mg is generally contained in a large amount in a scrap secondary alloy base metal, Mg is an essential element for the aluminum alloy plate of the present invention.
Ｍｇ含有量が０．２０質量％未満であると、２次合金の配合率を高くすることが困難になるばかりではなく、冷延焼鈍材の引張り強度が低下するため、好ましくない。一方、Ｍｇ含有量が０．５０質量％を超えると、Ｍｇ２Ｓｉの生成量が多くなりすぎて、平面ひずみ破断限界が低くなり成形性が低下するため、好ましくない。したがって、Ｍｇ含有量は、０．２０〜０．５０質量％の範囲とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は、０．２０〜０．４５質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は、０．２０〜０．４０質量％の範囲である。 When the Mg content is less than 0.20 mass %, not only it becomes difficult to increase the compounding ratio of the secondary alloy, but also the tensile strength of the cold rolled annealed material is reduced, which is not preferable. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.50 mass %, the amount of Mg 2 Si produced becomes too large, the plane strain rupture limit becomes low, and the formability deteriorates, which is not preferable. Therefore, the Mg content is in the range of 0.20 to 0.50 mass %. Preferably, the Mg content is in the range of 0.20 to 0.45% by mass. More preferably, the Mg content is in the range of 0.20 to 0.40 mass %.
Ｍｎ：０．５０〜０．７０質量％未満
Ｍｎは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Mn: 0.50 to less than 0.70 mass% Generally, a large amount of Mn is contained in a secondary alloy base metal containing scrap, and thus is an essential element for the aluminum alloy sheet of the present invention.
Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満であると、自動車ボディシートとして十分な強度を確保することができないため、好ましくない。一方、Ｍｎ含有量が０．７０質量％以上であると、マトリックス中のＭｎ固溶量が高くなりすぎて、平面歪破断限界が低くなり成形性が低下するため、好ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜０．７０質量％未満の範囲とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は、０．５０〜０．６５質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は、０．５５〜０．６５質量％の範囲である。 If the Mn content is less than 0.50 mass%, sufficient strength as an automobile body sheet cannot be secured, which is not preferable. On the other hand, when the Mn content is 0.70 mass% or more, the Mn solid solution amount in the matrix becomes too high, the plane strain rupture limit becomes low, and the formability deteriorates, which is not preferable. Therefore, the Mn content is in the range of 0.50 to less than 0.70 mass %. Preferably, the Mn content is in the range of 0.50 to 0.65 mass %. More preferably, the Mn content is in the range of 0.55 to 0.65 mass %.
Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％
Ｔｉは一般的にスクラップを用いた２次合金地金に多量に含まれているため、本発明のアルミニウム合金板には必須の元素である。
Ti: 0.01 to 0.10 mass%
Since Ti is generally contained in a large amount in a secondary alloy ingot using scrap, it is an essential element for the aluminum alloy plate of the present invention.
Ｔｉ含有量が、０．０１質量％未満であると、２次合金の配合率を高くすることができないため、好ましくない。一方、Ｔｉの含有量が０．１０質量％を超えると、鋳造時にＴｉＡｌ３などの粗大な金属間化合物が晶出して、最終板における伸びの値が低くなり、成形性が低下するおそれがあるため、好ましくない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．１０質量％の範囲とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．０８質量％の範囲である。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．０６質量％の範囲である。 If the Ti content is less than 0.01% by mass, the compounding ratio of the secondary alloy cannot be increased, which is not preferable. On the other hand, when the content of Ti exceeds 0.10 mass %, coarse intermetallic compounds such as TiAl 3 are crystallized during casting, and the elongation value in the final plate may be low, which may deteriorate the formability. Therefore, it is not preferable. Therefore, the Ti content is in the range of 0.01 to 0.10 mass %. Preferably, the Ti content is in the range of 0.01 to 0.08 mass %. More preferably, the Ti content is in the range of 0.01 to 0.06 mass %.
不純物としてのＺｎが１．０質量％未満
不可避的不純物としてのＺｎの含有量は、１．０質量％未満に制限する必要がある。Ｚｎ含有量が１．０質量％以上であると、自然電極電位が低くなりすぎて自己耐食性が低下する。好ましくは、Ｚｎ含有量は、０．９質量％未満の範囲である。さらに好ましくは、Ｚｎ含有量は、０．８質量％未満の範囲である。
Zn as an Impurity is Less than 1.0% by Mass The content of Zn as an unavoidable impurity needs to be limited to less than 1.0% by mass. When the Zn content is 1.0% by mass or more, the natural electrode potential becomes too low and the self-corrosion resistance is lowered. Preferably, the Zn content is in the range of less than 0.9% by weight. More preferably, the Zn content is in the range of less than 0.8% by mass.
不純物としてのＣｒが０．１質量％未満
不可避的不純物としてのＣｒの含有量は、０．１質量％未満に制限する必要がある。Ｃｒ含有量が０．１質量％以上であると、スラブ鋳造時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｃｒ）−Ｓｉなどの粗大な金属間化合物が晶出して、伸びの値が低くなるため、成形性が低下する。好ましくは、Ｃｒ含有量は、０．０８質量％未満の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は、０．０６質量％未満の範囲である。
Cr as an Impurity is Less than 0.1% by Mass The content of Cr as an unavoidable impurity needs to be limited to less than 0.1% by mass. When the Cr content is 0.1% by mass or more, coarse intermetallic compounds such as Al-(Fe.Cr)-Si crystallize during slab casting and the elongation value becomes low, resulting in poor formability. To do. Preferably, the Cr content is in the range of less than 0.08% by mass. More preferably, the Cr content is in the range of less than 0.06% by mass.
不純物としてのＮｉが０．１質量％未満
不可避的不純物としてのＮｉの含有量は、０．１質量％未満に制限する必要がある。Ｎｉ含有量が０．１質量％以上であると、スラブ鋳造時にＮｉＡｌ３などの粗大な金属間化合物が晶出して、伸びの値が低くなるため、成形性が低下する。好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．０８質量％未満の範囲である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．０６質量％未満の範囲である。
Ni as an impurity is less than 0.1 mass% The content of Ni as an unavoidable impurity needs to be limited to less than 0.1 mass %. When the Ni content is 0.1% by mass or more, a coarse intermetallic compound such as NiAl 3 is crystallized during slab casting, resulting in a low elongation value, resulting in poor moldability. Preferably, the Ni content is in the range of less than 0.08% by mass. More preferably, the Ni content is in the range of less than 0.06% by mass.
その他の不可避的不純物について
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、不可避的不純物としてのＺｒの含有量は０．１質量％未満であり、不可避的不純物としてのＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、及びＳｒの含有量は各０．０２質量％未満であり、その他の不可避的不純物の含有量は各０．０５質量％未満であれば、管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
Other inevitable impurities Inevitable impurities are inevitably mixed from raw metal, return material, etc., and their allowable content is, for example, the content of Zr as an inevitable impurity is 0.1 mass. %, the content of Pb, Bi, Sn, Na, Ca, and Sr as unavoidable impurities is less than 0.02 mass% each, and the content of other unavoidable impurities is 0.05 mass each. If it is less than %, the effect of the present invention is not hindered even if an uncontrolled element is contained.
引張り強度が２００ＭＰａ以上
本実施の形態に係るアルミニウム合金板は、自動車ボディシートに用いるアルミニウム合金板であり、高い強度が要求される。したがって、引張り強度２００ＭＰａ以上に限定する。
The tensile strength is 200 MPa or more. The aluminum alloy plate according to the present embodiment is an aluminum alloy plate used for an automobile body sheet, and high strength is required. Therefore, the tensile strength is limited to 200 MPa or more.
０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満
本実施の形態に係るアルミニウム合金板は、自動車ボディシートに用いるアルミニウム合金板であり、高い強度が要求される。しかし、０．２％耐力が高すぎる場合には、プレス成形時にスプリングバックが大きくなり、形状凍結性が低下する。したがって、０．２％耐力は１７０ＭＰａ未満に限定する。
The 0.2% proof stress is less than 170 MPa The aluminum alloy plate according to the present embodiment is an aluminum alloy plate used for an automobile body sheet and is required to have high strength. However, if the 0.2% proof stress is too high, the spring back becomes large at the time of press molding, and the shape fixability deteriorates. Therefore, the 0.2% proof stress is limited to less than 170 MPa.
伸びの値が２２％以上
本実施の形態に係るアルミニウム合金板は、自動車ボディシートに用いるアルミニウム合金板であり、自動車ボディシートはプレス成形によって製造されるため、優れた成形性が要求される。したがって、伸びの値は２２％以上に限定される。
The elongation value is 22% or more. The aluminum alloy sheet according to the present embodiment is an aluminum alloy sheet used for an automobile body sheet. Since the automobile body sheet is manufactured by press forming, excellent formability is required. Therefore, the elongation value is limited to 22% or more.
再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満
本実施の形態に係るアルミニウム合金板は、自動車ボディシートに用いるアルミニウム合金板であり、自動車ボディシートはプレス成形によって製造されるため、プレス成形後の外観に肌荒れが発生しないことが要求される。最終板の再結晶粒の平均粒径が粗い場合には、プレス成形後の外観に肌荒れが発生するおそれがある。したがって、再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満に限定される。
The average grain size of recrystallized grains is less than 25 μm. The aluminum alloy sheet according to the present embodiment is an aluminum alloy sheet used for an automobile body sheet. Since the automobile body sheet is manufactured by press forming, the appearance after press forming is No rough skin is required. When the average grain size of the recrystallized grains of the final plate is coarse, the appearance after press molding may be rough. Therefore, the average grain size of the recrystallized grains is limited to less than 25 μm.
平面ひずみ破断限界が０．１５以上
さらに、プレス成形における割れなどの不良発生率を低減するためには、平面ひずみ領域においてその破断限界を評価する必要がある。
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本発明のアルミニウム合金板としては、最終焼鈍板として、平面ひずみ破断限界が０．１５以上なる特性を有するものが好適である。
The plane strain rupture limit is 0.15 or more. Further, in order to reduce the incidence of defects such as cracks in press molding, it is necessary to evaluate the rupture limit in the plane strain region.
As for details, the aluminum alloy plate of the present invention applied to an automobile body sheet or the like is preferably a final annealed plate having a characteristic that a plane strain rupture limit is 0.15 or more as the details thereof. Is.
次に、上記のようなアルミニウム合金板を製造する方法の一例について説明する。
溶解・溶製
アルミニウム合金板を製造する方法では、溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行う。さらに、必要に応じてランスなどを使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面からカスを分離する。
Next, an example of a method of manufacturing the above aluminum alloy plate will be described.
In the method of manufacturing a melting/melting aluminum alloy plate, raw materials are charged into a melting furnace, and when a predetermined melting temperature is reached, a flux is appropriately charged and stirring is performed. Further, if necessary, degassing is performed in the furnace using a lance or the like, and then calmly held to separate dust from the surface of the molten metal.
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするために、母合金の再投入も重要であるが、フラックス及びカスがアルミニウム溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。好ましくは、鎮静時間は４５分以上である。 In this melting/melting process, it is important to re-introduce the mother alloy in order to obtain the specified alloy components, but it is necessary to take sufficient sedation time until the flux and debris float and separate from the molten aluminum on the molten metal surface. Is extremely important. The sedation time is usually desired to be 30 minutes or longer. Preferably, the sedation time is 45 minutes or longer.
溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、鋳造ラインの構成によっては、一旦保持炉に移湯させた後、保持炉から出湯させて鋳造してもよい。また、アルミニウム合金溶湯は、鋳造ラインの構成によっては、直接溶解炉から出湯させて鋳造してもよい。 Depending on the structure of the casting line, the aluminum alloy molten metal melted in the melting furnace may be temporarily transferred to the holding furnace and then discharged from the holding furnace to be cast. The molten aluminum alloy may be directly discharged from the melting furnace and cast depending on the configuration of the casting line.
また、必要に応じて、アルミニウム合金溶湯に、インライン脱ガス処理を施してもよい。インライン脱ガス処理は、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガスなどを吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガス中の泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｍｌ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。 If necessary, the molten aluminum alloy may be subjected to in-line degassing treatment. The in-line degassing process is mainly of a type in which an inert gas or the like is blown into a molten aluminum from a rotary rotor, and hydrogen gas in the molten metal is diffused and removed in bubbles in the inert gas. When nitrogen gas is used as the inert gas, it is important to control the dew point to, for example, -60°C or lower. The amount of hydrogen gas in the ingot is preferably reduced to 0.20 ml/100 g or less.
薄スラブ連続鋳造機
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト式鋳造機、双ロール式鋳造機の双方を含むものとする。
Thin slab continuous casting machine The thin slab continuous casting machine shall include both twin belt type casting machines and twin roll type casting machines.
双ベルト式鋳造機は、エンドレスベルトを備え、上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。 The twin-belt type casting machine includes an endless belt, a pair of rotating belt portions facing each other vertically, a cavity formed between the pair of rotating belt portions, and a cooling provided inside the rotating belt portion. And a molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of refractory to continuously cast a thin slab.
双ロール式鋳造機は、エンドレスロールを備え、上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。 The twin roll type casting machine includes an endless roll, a pair of rotating roll parts facing each other vertically, a cavity formed between the pair of rotating roll parts, and a cooling provided inside the rotating roll part. And a means for supplying a molten metal into the cavity through a nozzle made of refractory material to continuously cast a thin slab.
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の鋳造方法では、薄スラブ連続鋳造機を使用する。薄スラブ連続鋳造機を使用すると、鋳造時の凝固冷却速度を速くすることができ、スラブ鋳造時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物を細かく均一に晶出させることができる。このことにより、冷延焼鈍板における伸びの値を高めることができる。また、直接冷間圧延することができる厚さの薄スラブを得ることにより、均質化処理工程及び熱間圧延工程を省略することができる。 A thin slab continuous casting machine is used in the casting method for an aluminum alloy sheet according to the present embodiment. When a thin slab continuous casting machine is used, the solidification cooling rate during casting can be increased, and intermetallic compounds such as Al-(Fe.Mn)-Si can be finely and uniformly crystallized during slab casting. As a result, the value of elongation in the cold rolled annealed plate can be increased. Further, by obtaining a thin slab having a thickness that can be directly cold-rolled, the homogenization treatment step and the hot-rolling step can be omitted.
また、本発明の特性を達成するために、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第１の製造方法では、上記組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接コイルに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく冷間圧延を施し、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことを特徴とする。さらに、最終焼鈍においては、連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５５０℃で１０〜６０秒間保持する最終焼鈍を施すことが好ましい。 In addition, in order to achieve the characteristics of the present invention, in the first method for manufacturing an aluminum alloy plate according to the present embodiment, the molten aluminum alloy having the above composition is used in a thin slab continuous casting machine to obtain a thickness of 3 to 10 mm. The slab is continuously cast, and the slab is directly wound on a coil without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, and then cold rolled without intermediate annealing to obtain a final cold rolling reduction of 70 to 95. % Cold-rolling, and then final annealing. Further, in the final annealing, it is preferable to perform the final annealing in which the holding temperature is held at 450 to 550° C. for 10 to 60 seconds in a continuous annealing furnace.
また、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第２の製造方法では、上記組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍのスラブに連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接コイルに巻き取って、冷間圧延を施した後、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間の中間焼鈍を施して、最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことを特徴とする。さらに、最終焼鈍においては、連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５５０℃で１０〜６０秒間保持する最終焼鈍を施すことが好ましい。また、中間焼鈍処理においては、バッチ炉により、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間保持する中間焼鈍を施すことが好ましい。 In the second method for producing an aluminum alloy plate according to the present embodiment, the molten aluminum alloy having the above composition is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm using a thin slab continuous casting machine, Without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, the coil was directly wound on a coil, subjected to cold rolling, then subjected to intermediate annealing at a holding temperature of 430 to 510°C for 0.5 to 12 hours, and finally cooled. It is characterized in that after the cold rolling with the elongation of 50 to 90%, the final annealing is performed. Further, in the final annealing, it is preferable to perform the final annealing in which the holding temperature is held at 450 to 550° C. for 10 to 60 seconds in a continuous annealing furnace. Further, in the intermediate annealing treatment, it is preferable to perform the intermediate annealing in which the holding temperature is maintained at 430 to 510° C. for 0.5 to 12 hours in a batch furnace.
スラブ厚み：３〜１０ｍｍ
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の製造方法において、鋳造する薄スラブの厚さは３〜１０ｍｍに限定される。この厚さで薄スラブを鋳造すると、薄スラブの１／４厚みの位置におけるスラブ冷却速度を４０〜１０００℃／秒程度とすることができる。このように、比較的速い冷却速度で溶湯を凝固させることによって、鋳造時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物を均一に細かく晶出させることが可能となる。薄スラブは、直接コイルに巻き取られ、次に冷間圧延が施される。コイルは、この冷間圧延工程間において必要に応じて中間焼鈍が施され、さらには冷間圧延工程終了後に最終焼鈍が施される。このような中間焼鈍処理及び最終焼鈍処理によって、マトリックスに固溶していたＭｎ、Ｓｉなどの遷移元素を金属間化合物に拡散・吸収させることで、最終板における伸びの値や平面ひずみ破断限界を高めて成形性を向上させることができる。
Slab thickness: 3-10 mm
In the method for manufacturing an aluminum alloy plate according to the present embodiment, the thickness of the thin slab to be cast is limited to 3 to 10 mm. When a thin slab is cast with this thickness, the cooling rate of the slab at the position of ¼ thickness of the thin slab can be set to about 40 to 1000° C./sec. As described above, by solidifying the molten metal at a relatively high cooling rate, it becomes possible to uniformly and finely crystallize intermetallic compounds such as Al-(Fe.Mn)-Si during casting. The thin slab is wound directly onto the coil and then cold rolled. The coil is subjected to intermediate annealing as needed during the cold rolling process, and further subjected to final annealing after the cold rolling process is completed. By the intermediate annealing treatment and the final annealing treatment, the transition elements such as Mn and Si dissolved in the matrix are diffused and absorbed in the intermetallic compound, so that the elongation value and the plane strain rupture limit in the final plate can be increased. It can be increased to improve the moldability.
一方、スラブ厚さが３ｍｍ未満であると、薄スラブ連続鋳造機を通過する単位時間当たりのアルミニウム量が少なくなりすぎて、鋳造が困難になる。また、スラブ厚さが１０ｍｍを超えると、直接コイルを巻き取ることが困難となる。したがって、スラブ厚さは３〜１０ｍｍに限定される。 On the other hand, if the slab thickness is less than 3 mm, the amount of aluminum passing through the thin slab continuous casting machine per unit time becomes too small, which makes casting difficult. Further, if the slab thickness exceeds 10 mm, it becomes difficult to directly wind the coil. Therefore, the slab thickness is limited to 3-10 mm.
前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の製造方法では、均質化処理及び熱間圧延が施されない。均質化処理工程及び熱間圧延工程を省略することにより、加工コストを低減することができるとともに、所望の板厚の材料を得ることができる。
In the method for manufacturing an aluminum alloy sheet according to the present embodiment without performing homogenization treatment and hot rolling on the slab, homogenization treatment and hot rolling are not performed. By omitting the homogenization treatment step and the hot rolling step, the processing cost can be reduced and a material having a desired plate thickness can be obtained.
冷間圧延
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の製造方法では、双ベルト式鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接コイルに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造スラブ（ＤＣ鋳造スラブ）に必要となる面削工程、均質化処理工程及び熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったコイルは、冷間圧延機に通され、複数パスかの冷間圧延が通常施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪によって加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍が施される。
Cold rolling In the method for manufacturing an aluminum alloy sheet according to the present embodiment, a twin belt type casting machine is used to continuously cast a slab, and the slab is directly wound around a coil without hot rolling. After that, cold rolling is performed. Therefore, it is possible to omit the chamfering process, the homogenization treatment process, and the hot rolling process that are required for the conventional semi-continuous casting slab (DC casting slab). The coil in which the thin slab is directly wound is passed through a cold rolling mill and usually subjected to cold rolling in multiple passes. At this time, since work hardening occurs due to plastic strain introduced by cold rolling, intermediate annealing is performed if necessary.
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第２の製造方法では、中間焼鈍処理は軟化処理も兼ねている。つまり、冷間圧延によって導入される塑性歪をある程度解消することができる。また、この中間焼鈍処理は、マトリックスに固溶しているＭｎ、Ｓｉなどの遷移元素をＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物に拡散吸収させることで、最終板における伸びの値や平面ひずみ破断限界を高めて成形性を向上させることができる。 In the second method for manufacturing an aluminum alloy plate according to the present embodiment, the intermediate annealing process also serves as the softening process. That is, the plastic strain introduced by cold rolling can be eliminated to some extent. In addition, this intermediate annealing treatment causes the transition elements such as Mn and Si, which are solid-solved in the matrix, to be diffused and absorbed by the intermetallic compound such as Al-(Fe.Mn)-Si, so that the elongation value in the final plate can be increased. It is possible to improve the formability by increasing the plane strain rupture limit.
具体的には、中間焼鈍は、バッチ焼鈍炉にコイルを挿入して、４３０〜５１０℃の温度で０．５〜１２時間保持することが好ましい。一方、保持温度が４３０℃よりも低いと、マトリックス中のＭｎ、Ｓｉなどの遷移元素の固溶量を低下させることができず、耐力が高くなりすぎて好ましくない。また、保持温度が５１０℃を超えると、コイルの酸化も激しくなり、生産性が低下するため、好ましくない。 Specifically, for the intermediate annealing, it is preferable to insert a coil in a batch annealing furnace and hold the coil at a temperature of 430 to 510° C. for 0.5 to 12 hours. On the other hand, if the holding temperature is lower than 430° C., the solid solution amount of transition elements such as Mn and Si in the matrix cannot be reduced, and the yield strength becomes too high, which is not preferable. Further, if the holding temperature exceeds 510° C., the oxidation of the coil becomes severe and the productivity is lowered, which is not preferable.
最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第１の製造方法では、最終板厚まで中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。最終冷延率が７０〜９５％であれば、焼鈍後の最終板における平均結晶粒を２５μｍ未満にして、伸びの値を２２％以上にすることができ、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることにより転位が蓄積されて、最終焼鈍工程で２５μｍ未満の比較的微細な再結晶粒を得ることが可能となる。一方、最終冷延率が７０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、最終焼鈍時で２５μｍ未満の再結晶粒を得ることができない。また、最終冷延率が９５％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、最終冷延率は７０〜９５％の範囲である。より好ましくは、最終冷延率は７０〜９０％の範囲である。さらに好ましくは、最終冷延率は７５〜９０％の範囲である。
Cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% In the first method for manufacturing an aluminum alloy sheet according to the present embodiment, the cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% is performed without performing intermediate annealing up to the final sheet thickness. After performing hot rolling, final annealing is performed. If the final cold rolling rate is 70 to 95%, the average grain size in the final plate after annealing can be less than 25 μm and the elongation value can be 22% or more, and the appearance skin after press molding becomes beautiful. Can be finished. Therefore, the processing cost can be kept low, and dislocations can be accumulated by processing while securing the solid solution amount of the transition metal element, so that relatively fine recrystallized grains of less than 25 μm can be obtained in the final annealing step. Becomes On the other hand, when the final cold rolling rate is less than 70%, the strain energy accumulated in cold rolling is small, and recrystallized grains of less than 25 μm cannot be obtained in the final annealing. On the other hand, when the final cold rolling rate exceeds 95%, the amount of work strain accumulated during cold rolling is too large, work hardening is severe, and edge cracks occur at the edges, making rolling difficult. Therefore, the final cold rolling rate is in the range of 70 to 95%. More preferably, the final cold rolling rate is in the range of 70 to 90%. More preferably, the final cold rolling rate is in the range of 75 to 90%.
最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第２の製造方法では、中間焼鈍を施した後、さらに最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延が施されて、最終焼鈍を施す。最終冷延率が５０〜９０％であれば、焼鈍後の最終板における平均結晶粒を２５μｍ未満にして、伸びの値を２２％以上にすることができ、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることにより転位が蓄積されて、最終焼鈍工程で２５μｍ未満の比較的微細な再結晶粒を得ることが可能となる。一方、最終冷延率が５０％未満の場合、最終冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、最終焼鈍時で２５μｍ未満の再結晶粒を得ることができない。また、最終冷延率が９０％を超えると、最終冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、最終冷延率は５０〜９０％の範囲である。より好ましくは、最終冷延率は５０〜８０％の範囲である。さらに好ましくは、最終冷延率は５０〜７０％の範囲である。
Cold rolling with final cold rolling rate of 50 to 90% In the second method for manufacturing an aluminum alloy sheet according to the present embodiment, after performing intermediate annealing, cold rolling with final cold rolling rate of 50 to 90% is performed. And then subjected to final annealing. When the final cold rolling rate is 50 to 90%, the average crystal grain in the final plate after annealing can be set to less than 25 μm and the elongation value can be set to 22% or more, and the appearance skin after press molding becomes beautiful. Can be finished. Therefore, the processing cost can be kept low, and dislocations can be accumulated by processing while securing the solid solution amount of the transition metal element, so that relatively fine recrystallized grains of less than 25 μm can be obtained in the final annealing step. Becomes On the other hand, when the final cold rolling rate is less than 50%, the strain energy accumulated in the final cold rolling is small, and recrystallized grains of less than 25 μm cannot be obtained in the final annealing. If the final cold rolling rate exceeds 90%, the amount of work strain accumulated during the final cold rolling is too large, work hardening is severe, and edge cracks occur at the edges, making rolling difficult. Therefore, the final cold rolling rate is in the range of 50 to 90%. More preferably, the final cold rolling rate is in the range of 50-80%. More preferably, the final cold rolling rate is in the range of 50 to 70%.
最終焼鈍の保持温度及び保持時間
本実施の形態に係るアルミニウム合金板の製造方法では、最終焼鈍の保持温度は４５０〜５５０℃であり、保持時間は１０〜６０秒である。最終焼鈍は、加熱速度および冷却速度の速い連続焼鈍が望ましい。連続焼鈍において加熱速度を速くすることで、回復過程の時間を短くすることができ、転位密度を比較的高く維持したまま圧延集合組織を再結晶化させ、均一微細な再結晶組織を得ることができ、プレス加工後の肌荒れを防止することができる。連続焼鈍において冷却速度を速くすることで、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の析出物が粗大化することを防止することができるため、高強度な最終板を得ることができる。
Holding temperature and holding time of final annealing In the method for manufacturing an aluminum alloy sheet according to the present embodiment, the holding temperature of final annealing is 450 to 550°C, and the holding time is 10 to 60 seconds. For the final annealing, continuous annealing with a high heating rate and a high cooling rate is desirable. By increasing the heating rate in continuous annealing, the recovery process time can be shortened, and the rolling texture can be recrystallized while maintaining a relatively high dislocation density to obtain a uniform and fine recrystallized structure. It is possible to prevent rough skin after pressing. By increasing the cooling rate in continuous annealing, it is possible to prevent coarsening of precipitates such as Al-(Fe.Mn)-Si, so that a high-strength final plate can be obtained.
連続焼鈍炉（ＣＡＬ）によって最終焼鈍を施す場合、保持温度は４５０〜５５０℃に限定される。保持温度が４５０℃未満の場合、回復・再結晶化が遅延してしまい、均一な再結晶組織を得ることができない可能性がある。また、保持温度が５５０℃を超えると、板歪が大きくなりすぎるとともに、組成によっては、バーニング（局部融解）を起こす可能性が高まるので好ましくない。 When the final annealing is performed by the continuous annealing furnace (CAL), the holding temperature is limited to 450 to 550°C. If the holding temperature is less than 450° C., recovery/recrystallization may be delayed and a uniform recrystallization structure may not be obtained. Further, if the holding temperature exceeds 550° C., the plate strain becomes too large and, depending on the composition, the possibility of causing burning (local melting) increases, which is not preferable.
最終焼鈍の保持時間は１０〜６０秒とする。保持時間が１０秒未満であると、均一な再結晶組織を得ることができない可能性がある。また、保持時間が６０秒を超えると、コイルの送り速度が遅くなりすぎて生産性が低下する。 The holding time of the final annealing is 10 to 60 seconds. If the holding time is less than 10 seconds, it may not be possible to obtain a uniform recrystallized structure. On the other hand, if the holding time exceeds 60 seconds, the feeding speed of the coil becomes too slow and the productivity decreases.
最終焼鈍処理時の昇温速度は、特に限定される必要はないが、１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。最終焼鈍処理時の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、ラインの設計にもよるが、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。 The temperature rising rate during the final annealing treatment is not particularly limited, but is preferably 100° C./min or more. If the rate of temperature rise during the final annealing treatment is less than 100° C./min, the treatment will take too much time and the productivity will decrease, depending on the line design, which is not preferable.
また、最終焼鈍処理時の冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。最終焼鈍処理時の冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、ラインの設計にもよるが、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。 The cooling rate during the final annealing treatment is preferably 100°C/min or more. If the cooling rate during the final annealing treatment is less than 100° C./min, the treatment takes too much time and the productivity is lowered, depending on the line design, which is not preferable.
次に本実施の形態に係るアルミニウム合金板の実施例について説明する。表１は供試材の成分組成を示した表である。 Next, examples of the aluminum alloy plate according to the present embodiment will be described. Table 1 is a table showing the composition of the test materials.
表１に示した１２水準の組成に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行った。その後３０分間の鎮静を行って溶湯表面に浮上したカスを攪拌棒にて除去した。次に、坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷鋳型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行った。表１は組成分析の結果に基づくものである。 5 kg each of various ingots blended in the composition of 12 levels shown in Table 1 were inserted into a #20 crucible, and the ingot was melted by heating the crucible in a small electric furnace. Next, a lance was inserted into the molten metal, and N 2 gas was blown at a flow rate of 1.0 L/min for 5 minutes for degassing treatment. After that, it was sedated for 30 minutes to remove the residue floating on the surface of the molten metal with a stirring rod. Next, the crucible was taken out of the small electric furnace, and the molten metal was poured into a water-cooled mold having internal dimensions of 200×200×16 mm to produce a thin slab. The composition of each disk sample of each test material collected from the molten metal in the crucible was analyzed by optical emission spectroscopy. Table 1 is based on the results of composition analysis.
この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍの面削済み鋳塊とした後、均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は９０％であった。この冷延材を所定の大きさに切断後、最終焼鈍として連続焼鈍を模擬して、冷延材をソルトバスに挿入して、５３０℃で１５秒間保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し、溶体化処理を施した。このようにして得られた最終板（焼鈍材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材（供試材）とした。これら供試材の製造条件について表２に示す。なお、表２の「合金Ｎｏ．」は、表１の「合金Ｎｏ．」に対応している。 Both sides of this thin slab are chamfered by 3 mm to obtain a chamfered ingot having a thickness of 10 mm, and then cold rolling is performed without homogenizing treatment and hot rolling to obtain a plate thickness of 1.0 mm. Cold rolled material. No intermediate annealing treatment was performed during the cold rolling process. The final cold rolling rate in this case was 90%. After cutting this cold-rolled material into a predetermined size, the continuous annealing was simulated as the final annealing, the cold-rolled material was inserted into the salt bath and held at 530°C for 15 seconds, and the test material was quickly removed from the salt bath. It was taken out, cooled with water, and subjected to solution treatment. The final plate (annealed material) thus obtained was used as a thin slab continuous casting simulated material (test material). Table 2 shows the manufacturing conditions of these test materials. The "alloy No." in Table 2 corresponds to the "alloy No." in Table 1.
また、上記と同様の工程で作製された厚さ１０ｍｍの面削済み鋳塊に均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して、５．０ｍｍ板厚において、これら冷延材をアニーラーに挿入し、４５０℃で３時間保持又は５００℃で３時間保持の中間焼鈍を行った後、さらに冷延率８０％の冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。そして、これらの冷延材を所定の大きさに切断後、最終焼鈍として連続焼鈍を模擬して、ソルトバスに挿入して、５３０℃で１５秒間保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し溶体化処理を施した。このようにして得られた最終板（焼鈍材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材（供試材）とした。これら供試材の製造条件について表３に示す。なお、表３の「合金Ｎｏ．」は、表１の「合金Ｎｏ．」に対応している。 In addition, a 10 mm-thick chamfered ingot produced by the same process as above was cold-rolled without homogenizing treatment and hot-rolling to obtain a cold-rolled product with a thickness of 5.0 mm. The material was inserted into an annealer, intermediately annealed at 450°C for 3 hours or at 500°C for 3 hours, and then cold rolled at a cold rolling rate of 80% to obtain a cold rolled material with a plate thickness of 1.0 mm. And Then, after cutting these cold-rolled materials into a predetermined size, the continuous annealing is simulated as the final annealing, inserted into a salt bath and held at 530°C for 15 seconds, and the sample material is quickly taken out from the salt bath. Then, it was cooled with water and subjected to solution treatment. The final plate (annealed material) thus obtained was used as a thin slab continuous casting simulated material (test material). Table 3 shows the manufacturing conditions of these test materials. The “alloy No.” in Table 3 corresponds to the “alloy No.” in Table 1.
次に、得られた最終板（各供試材）について、特性の評価及び測定を行なった。表２に示した最終板（各供試材）は、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第１の製造方法に対応し、表３に示した最終板（各供試材）は、本実施の形態に係るアルミニウム合金板の第２の製造方法に対応している。 Next, the obtained final plate (each test material) was evaluated and measured for its characteristics. The final plate (each sample material) shown in Table 2 corresponds to the first manufacturing method of the aluminum alloy plate according to the present embodiment, and the final plate (each sample material) shown in Table 3 is This corresponds to the second manufacturing method of the aluminum alloy plate according to the embodiment.
引張り特性の評価
得られた最終板の機械的特性の評価は、引張り試験の引張強度（ＵＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、及び伸び（Ｅｌ）によって行った。具体的には、引張り方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を各供試材につき３本ずつ採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度（ＵＴＳ）、０．２％耐力、及び伸び（破断伸び）の平均値（ｎ＝３）を算出した。表４及び表５は測定結果を示したものである。
Evaluation of Tensile Properties Mechanical properties of the final plate obtained were evaluated by tensile strength (UTS), 0.2% proof stress (YS), and elongation (El) in a tensile test. Specifically, three JIS No. 5 test pieces were taken for each test material so that the tensile direction was parallel to the rolling direction, and a tensile test was performed according to JIS Z2241 to determine the tensile strength (UTS), 0. An average value (n=3) of 2% proof stress and elongation (elongation at break) was calculated. Tables 4 and 5 show the measurement results.
平面ひずみ破断限界の測定
得られた最終板について、平面ひずみ破断限界の測定を行った。得られた供試材より、引張方向が圧延方向に対して平行な方向、４５°方向、９０°方向に沿って、図１に示すような試験片１を採取した。これらの試験片の中央部にφ５ｍｍのスクライブドサークルを付与した後に、ひずみ速度１０−３／ｓｅｃに設定して引張試験を行った。引張試験後、試験片中央部の破断部近傍で局部変形していないスクライブドサークルの引張方向ひずみ（最大ひずみ）を読み取り、下式から真ひずみｅを算出した。
ｅ＝Ｌｎ（ｄ１／ｄ０）
ｅ：真ひずみ
ｄ１：変形後径
ｄ０：変形前径
Measurement of plane strain rupture limit The plane strain rupture limit of the final plate obtained was measured . From the obtained test material, a
e = Ln (d 1 / d 0)
e: true strain d 1 : diameter after deformation d 0 : diameter before deformation
なお、これら平面ひずみ破断限界の測定は、各供試材の各方向につき各３回（ｎ＝３）行って、各供試材の平面ひずみ破断限界は、その各引張方向についての最大値（ｎ＝３）の平均値を下式によって算出した。
ｅａｖｅ．＝ｅＬ＋ｅＬＴ＋２ｅＸ／４
ｅａｖｅ．：平面ひずみ破断限界（平均値）
ｅＬ：平面ひずみ破断限界（圧延方向）
ｅＬＴ：平面ひずみ破断限界（圧延方向９０°）
ｅＸ：平面ひずみ破断限界（圧延方向４５°）
最終板において、平面ひずみ破断限界の平均値ｅａｖｅが、０．１５以上であった供試材を成形性良好とし、０．１５未満であった供試材を成形性不良とした。評価結果を表４及び表５に示す。
The measurement of the plane strain rupture limit was performed three times (n=3) for each direction of each test material, and the plane strain rupture limit of each test material was the maximum value for each tensile direction ( The average value of n=3) was calculated by the following formula.
e ave. = E L + e LT + 2e X / 4
e ave. : Plane strain fracture limit (average value)
e L : Plane strain fracture limit (rolling direction)
e LT : Plane strain fracture limit (rolling direction 90°)
e X : plane strain rupture limit (rolling direction 45°)
In the final plate, the sample material having an average value of plane strain rupture limit e ave of 0.15 or more was defined as good formability, and the sample material of less than 0.15 was defined as poor formability. The evaluation results are shown in Tables 4 and 5.
平均結晶粒径の測定
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、ホウフッ化水素酸水溶液中で陽極酸化処理を施して、再結晶組織の観察を行った。再結晶組織を偏光顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．１３５ｍｍ２、各試料３視野撮影）、交線法を用いて平均結晶粒径を測定した。表４、表５は測定結果を示したものである。
Measurement of average crystal grain size A vertical section (section perpendicular to LT direction) of the obtained final plate is cut out, embedded in a thermoplastic resin, mirror-polished, and anodized in an aqueous solution of borofluoric acid. After the treatment, the recrystallized structure was observed. The recrystallized structure was photographed with a polarizing microscope (area per field of view; 0.135 mm 2 , each field of view of three samples was photographed), and the average crystal grain size was measured using the line intersection method. Tables 4 and 5 show the measurement results.
表４及び表５に示すように、それぞれの供試材の機械的特性、平面ひずみ破断限界及び平均結晶粒径に関連づけて、強度、形状凍結性、成形性及び肌荒れ性について評価し、要求される特性を満たすものは良好（○）、満たさないものは不良（×）とした。具体的には、引張り強度が２００ＭＰａ以上であったものは、強度評価良好（○）とし、引張り強度が２００ＭＰａ未満であったものは、強度評価不良（×）とした。また、０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満であったものは、形状凍結性評価良好（○）とし、０．２％耐力が１７０ＭＰａ以上であったものは、形状凍結性評価不良（×）とした。また、伸びの値が２２％以上かつ平面ひずみ破断限界が０．１５以上であったものは、成形性評価良好（○）とし、伸びの値が２２％未満又は平面ひずみ破断限界が０．１５未満であったものは、成形性評価不良（×）とした。また、平均再結晶粒径が２５μｍ未満であったものは、肌荒れ性良好（○）とし、平均再結晶粒径が２５μｍ以上であったものは、肌荒れ性不良（×）とした。 As shown in Table 4 and Table 5, the strength, shape fixability, formability, and skin roughness of the respective test materials were evaluated and required in association with the mechanical properties, plane strain rupture limit and average crystal grain size. Those satisfying the above characteristics were evaluated as good (◯), and those not satisfying the characteristics were evaluated as bad (x). Specifically, those having a tensile strength of 200 MPa or more were evaluated as good strength evaluation (◯), and those having a tensile strength of less than 200 MPa were evaluated as poor strength evaluation (x). Further, those having a 0.2% proof stress of less than 170 MPa were evaluated as good shape fixability (◯), and those having a 0.2% proof strength of 170 MPa or more were evaluated as poor shape fixability evaluation (x). .. Those having an elongation value of 22% or more and a plane strain rupture limit of 0.15 or more were evaluated as good formability evaluation (○), and the elongation value was less than 22% or the plane strain rupture limit of 0.15. Those that were less than were regarded as poor formability evaluation (x). Those having an average recrystallized grain size of less than 25 μm were evaluated as having good skin roughness (∘), and those having an average recrystallized grain size of 25 μm or more were evaluated as poor skin roughness (x).
表４に示す中間焼鈍を施さなかった供試材についての結果を以下に述べる。実施例１〜３の供試材は、成分組成が本発明の合金組成範囲内である。これらの供試材は、引張り強度が２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満、伸びの値が２２％以上及び平面ひずみ破断限界が０．１５以上であり、再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満であり、強度評価良好（○）、形状凍結性評価良好（○）、成形性評価良好（○）及び肌荒れ性評価良好（○）であった。 The results for the test materials that were not subjected to the intermediate annealing shown in Table 4 are described below. The component compositions of the test materials of Examples 1 to 3 are within the alloy composition range of the present invention. These test materials have a tensile strength of 200 MPa or more, a 0.2% proof stress of less than 170 MPa, an elongation value of 22% or more, and a plane strain rupture limit of 0.15 or more, and an average grain size of recrystallized grains. It was less than 25 μm, and the strength evaluation was good (∘), the shape fixability evaluation was good (∘), the moldability evaluation was good (∘), and the skin roughness evaluation was good (∘).
一方、表４に示す比較例１〜７の供試材は、成分組成は本発明の合金組成範囲外である。比較例１の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が高かったため、０．２％耐力が高くなりすぎて、形状凍結性評価不良（×）であり、伸びの値及び平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例２の供試材は、Ｍｎの含有量が低かったため、平均結晶粒径が大きくなりすぎて、肌荒れ性評価不良（×）であった。比較例３の供試材は、Ｓｉ、Ｆｅの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｍｎの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。 On the other hand, the component compositions of the test materials of Comparative Examples 1 to 7 shown in Table 4 are outside the alloy composition range of the present invention. The test material of Comparative Example 1 had a high Si and Mg contents, so the 0.2% proof stress was too high, and the shape fixability evaluation was poor (x), and the elongation value and the plane strain fracture limit were It was too low, and the formability evaluation was poor (x). Since the sample material of Comparative Example 2 had a low Mn content, the average crystal grain size was too large, resulting in poor skin roughness evaluation (x). The test material of Comparative Example 3 had a low tensile strength because the Si and Fe contents were too low, resulting in poor strength evaluation (x), and a high Mn content, and thus a low plane strain fracture limit. It was too bad, and the moldability evaluation was poor (x).
比較例４の供試材は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｇの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｍｎの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例５の供試材は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｇの含有量が低かったものの、Ｃｕ、Ｍｎの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例６の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったものの、Ｃｕ、Ｍｎの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例７の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったものの、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。 The test material of Comparative Example 4 had a low content of Si, Fe, and Mg, so the tensile strength was too low, and the strength evaluation was poor (x), and the content of Mn was high. Was too low, resulting in poor formability evaluation (x). Although the test material of Comparative Example 5 had a low content of Si, Fe, and Mg, it had a high content of Cu and Mn, so that the plane strain rupture limit became too low, resulting in poor formability evaluation (x). there were. The test material of Comparative Example 6 had a low content of Si and Mg, but had a high content of Cu and Mn, so that the plane strain rupture limit became too low and the formability evaluation was poor (x). .. The test material of Comparative Example 7 had a low Si and Mg content, but had a high Fe, Mn, and Cu content, so the plane strain rupture limit became too low, resulting in poor formability evaluation (x). there were.
表５に示す中間焼鈍を施した供試材についての結果を以下に述べる。実施例４〜６の供試材は、成分組成が本発明の合金組成範囲内である。これらの供試材は、引張り強度が２００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１７０ＭＰａ未満、伸びの値が２２％以上及び平面ひずみ破断限界が０．１５以上であり、再結晶粒の平均粒径が２５μｍ未満であり、強度評価良好（○）、形状凍結性評価良好（○）、成形性評価良好（○）及び肌荒れ性評価良好（○）であった。 The results of the test materials subjected to the intermediate annealing shown in Table 5 are described below. The component compositions of the test materials of Examples 4 to 6 are within the alloy composition range of the present invention. These test materials have a tensile strength of 200 MPa or more, a 0.2% proof stress of less than 170 MPa, an elongation value of 22% or more, and a plane strain rupture limit of 0.15 or more, and an average grain size of recrystallized grains. It was less than 25 μm, and the strength evaluation was good (∘), the shape fixability evaluation was good (∘), the moldability evaluation was good (∘), and the skin roughness evaluation was good (∘).
一方、表５に示す比較例８〜１４の供試材は、成分組成は本発明の合金組成範囲外である。比較例８の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例９の供試材は、Ｍｎの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であった。比較例１０の供試材は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｇの含有量が低すぎたため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｃｕ、Ｍｎの含有量が高すぎたため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。 On the other hand, the component compositions of the test materials of Comparative Examples 8 to 14 shown in Table 5 are out of the alloy composition range of the present invention. The test material of Comparative Example 8 had high Si and Mg contents, and thus the plane strain rupture limit became too low, resulting in poor formability evaluation (x). Since the sample material of Comparative Example 9 had a low Mn content, the tensile strength was too low and the strength evaluation was poor (x). The test material of Comparative Example 10 had Si, Fe, and Mg contents that were too low, resulting in too low tensile strength and poor strength evaluation (×), and Cu and Mn contents that were too high. The plane strain rupture limit was too low, resulting in poor formability evaluation (x).
比較例１１の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｃｕ、Ｍｎの含有量が高すぎたため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例１２の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎの添加量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例１３の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｆｅ、Ｍｎの添加量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。比較例１４の供試材は、Ｓｉ、Ｍｇの含有量が低かったため、引張り強度が低くなりすぎて、強度評価不良（×）であり、Ｆｅ、Ｍｎの添加量が高かったため、平面ひずみ破断限界が低くなりすぎて、成形性評価不良（×）であった。 The test material of Comparative Example 11 had a low Si and Mg contents, so the tensile strength was too low, and the strength evaluation was poor (x). Since the Cu and Mn contents were too high, plane strain rupture occurred. The limit was too low, and the moldability evaluation was poor (x). The test material of Comparative Example 12 had a low content of Si and Mg, so the tensile strength was too low, and the strength evaluation was poor (x), and the addition amount of Fe, Cu, and Mn was high. The fracture limit was too low, and the formability evaluation was poor (x). The test material of Comparative Example 13 had a low content of Si and Mg, so the tensile strength was too low, and the strength evaluation was poor (x), and the addition amount of Fe and Mn was high. Was too low, resulting in poor formability evaluation (x). The test material of Comparative Example 14 had a low content of Si and Mg, so the tensile strength was too low, and the strength evaluation was poor (x), and the addition amount of Fe and Mn was high. Was too low, resulting in poor formability evaluation (x).
以上のように、本願発明に係るアルミニウム合金板は、強度評価良好（○）、形状凍結性評価良好（○）、成形性評価良好（○）及び肌荒れ性評価良好（○）であり、リサイクル性に配慮した成分組成を有し、自動車ボディシートなどに適用可能な成形性及び形状凍結性を有している。 As described above, the aluminum alloy plate according to the present invention has good strength evaluation (○), good shape fixability evaluation (○), formability evaluation good (○) and rough skin evaluation (○), and recyclability. It has a composition that takes into consideration the above, and has moldability and shape fixability applicable to automobile body sheets and the like.
本発明は、リサイクル性に配慮した成分組成を有し、自動車用ボディシートなどに適用可能な成形性及び形状凍結性を有するアルミニウム合金板として有用である。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention has a component composition in consideration of recyclability, and is useful as an aluminum alloy plate having moldability and shape-freezing property applicable to automobile body sheets and the like.
１ 試験片 1 test piece
Claims (4)
前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、コイルに直接巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施すことを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金板の製造方法。 The aluminum alloy melt having the composition according to claim 1 is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm by using a thin slab continuous casting machine,
Without directly subjecting the slab to homogenization treatment and hot rolling, the coil is directly wound around the coil, and then subjected to cold rolling with a final cold rolling rate of 70 to 95% without performing intermediate annealing, and then subjected to final annealing. The method for producing an aluminum alloy plate according to claim 1, wherein
前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、コイルに直接巻き取った後、冷間圧延を施し、前記コイルをバッチ炉に挿入し、保持温度４３０〜５１０℃で０．５〜１２時間保持する中間焼鈍を施した後、最終冷延率５０〜９０％の冷間圧延を施して、最終焼鈍を施すことを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金板の製造方法。 The aluminum alloy melt having the composition according to claim 1 is continuously cast into a slab having a thickness of 3 to 10 mm by using a thin slab continuous casting machine,
Without directly subjecting the slab to homogenization treatment and hot rolling, the coil was directly wound on a coil, then cold rolled, and the coil was inserted into a batch furnace and held at a holding temperature of 430 to 510° C. for 0.5 to 12 The method for producing an aluminum alloy sheet according to claim 1, wherein after the intermediate annealing for holding for a time, cold rolling with a final cold rolling rate of 50 to 90% is performed and the final annealing is performed.
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