JP7318275B2 - Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet and its manufacturing method, and Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板及びその製造方法に関するものである。 The present invention relates to an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet that exhibits high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, while suppressing anisotropy in impact resistance, and a method for producing the same. .
近年、地球温暖化による気候変動が激しさを増しており、CO2ガスの排出削減が急務となっている。このため、自動車の燃費向上のため、さらなる軽量化が求められており、例えば、自動車用の各種構造部材として、6000系アルミニウム合金板が採用されている。6000系アルミニウム合金板は、高強度を有し、成形性に優れ、衝突時のエネルギーを吸収できる材料が要求されている。このため、自動車用の各種構造部材に適用する材料として、強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用アルミニウム合金板も開発されている。 In recent years, climate change due to global warming has become more severe, and there is an urgent need to reduce CO 2 gas emissions. Therefore, in order to improve the fuel efficiency of automobiles, there is a demand for further weight reduction. For example, 6000 series aluminum alloy sheets are used as various structural members for automobiles. 6000-series aluminum alloy sheets are required to have high strength, excellent formability, and a material capable of absorbing energy at the time of collision. For this reason, aluminum alloy sheets for structural members, which are excellent in balance between strength and crushing properties, have been developed as materials to be applied to various structural members for automobiles.
例えば、特許文献1には、質量%で、Mg:0.3~1.5%、Si:0.3~1.5%を各々含有するとともに、残部がAl及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板であって、この板の示差走査熱分析曲線において、200~320℃の温度範囲内に発熱ピークが1つだけ存在し、かつ、この1つだけの発熱ピークが200~270℃の温度範囲内に存在するとともに、発熱ピークの高さが10μW/mg以上であることを特徴とする強度と圧壊特性のバランスに優れた構造部材用アルミニウム合金板が記載されている。これによると、通常の圧延によって製造され、構造部材への成形性を低下させずに、自動車の衝突時における強度と圧壊特性のバランスを満たした6000系アルミニウム合金板と、前記圧壊特性を満たすアルミニウム合金構造部材を提供することができるとのことである。 For example, in Patent Document 1, an aluminum alloy containing Mg: 0.3 to 1.5% and Si: 0.3 to 1.5% by mass, and the balance being Al and unavoidable impurities A plate whose differential scanning calorimetry curve has only one exothermic peak in the temperature range of 200 to 320°C, and the single exothermic peak is in the temperature range of 200 to 270°C and an exothermic peak height of 10 μW/mg or more. According to this, a 6000 series aluminum alloy plate that is manufactured by ordinary rolling and satisfies the balance between strength and crushing properties at the time of an automobile collision without reducing formability into structural members, and aluminum that satisfies the crushing properties It is possible to provide alloy structural members.
さらに特許文献2には、自動車の骨格構造に用いる材料として、Mg:0.5~1.3質量%、Si:0.7~1.5質量%を含み、 Mn:0.05~0.5質量%、Zr:0.04~0.20質量%、およびCr:0.04~0.20質量%から選択される一種以上をさらに含み、残部がAlおよび不可避不純物であり、粒界上に存在する0.05μm以上の遷移元素系の分散粒子の数密度が0.001個/nm以下であり、200~250℃で10~30分保持する人工時効処理後の粒界のPFZ幅が60nm以下である、Al-Mg-Si系アルミニウム合金板が提唱されている。これによると、冷延板に対して、溶体化処理を行い、その溶体化処理温度での保持後の平均冷却速度を厳密に制御することにより、最終的に得られるアルミニウム合金板の結晶粒界上に存在する遷移元素系の分散粒子の数密度を十分に低減し、PFZ幅を低減させ、曲げ性を向上することができるとのことである。
Furthermore, in
ところで、自動車用の各種構造部材は、一般的に6000系アルミニウム合金押出材をプレス加工、鍛造加工することによっても製造されてきた。例えば、特許文献3には、Si:0.7~1.3%(質量%、以下同じ)、Mg:0.55~0.95%、Cu:0.27~0.43%、Mn:0.17~0.43%、Cr:0.07~0.23%、およびZr:0.10~0.24%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、かつ[Si%]×1.73-[Mg%]>0.35%を満足する組成を有し、断面の肉厚中心部は平均結晶粒10μm以下の亜結晶粒組織をそなえ、該亜結晶組織が前記断面に占める割合が70%以上であることを特徴とする耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金鍛造材が記載されている。これによると、車両構造部材用として好適に使用し得る耐食性に優れた高強度、高靭性のAl-Mg-Si系アルミニウム合金鍛造材が提供できるとのことである。 By the way, various structural members for automobiles have generally been manufactured by pressing and forging 6000 series aluminum alloy extruded materials. For example, in Patent Document 3, Si: 0.7 to 1.3% (% by mass, the same applies hereinafter), Mg: 0.55 to 0.95%, Cu: 0.27 to 0.43%, Mn: 0.17 to 0.43%, Cr: 0.07 to 0.23%, and Zr: 0.10 to 0.24%, the balance being Al and unavoidable impurities, and [Si%] × 1.73 - [Mg%] > 0.35%, the central part of the thickness of the cross section has a subgrain structure with an average grain size of 10 μm or less, and the subgrain structure is in the cross section A high-strength and high-toughness aluminum alloy forging material having excellent corrosion resistance is disclosed, which is characterized by having a proportion of 70% or more. According to this, it is possible to provide a high-strength, high-toughness Al--Mg--Si based aluminum alloy forging material which is suitable for use as a vehicle structural member and which is excellent in corrosion resistance.
さらに特許文献4には、Mg:0.3~2.0mass%、Si:0.6~2.0mass%を含有し、Mn:0.04%~0.50mass%及びCr:0.04%~0.30mass%の1種又は2種を更に含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、昇温速度60℃/分で530℃まで昇温後において、隣接する結晶粒の粒界が15°未満の小角粒界である存在確率が50%以上であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板が記載されている。これによると、高歪み速度域における高温延性が高く、高速成形による量産性に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供されるとのことである。このように、昇温速度60℃/分で530℃まで昇温後において、隣接する結晶粒の粒界が15°未満の小角粒界である存在確率が50%以上となるアルミニウム合金板が提唱されている。 Furthermore, Patent Document 4 contains Mg: 0.3 to 2.0 mass%, Si: 0.6 to 2.0 mass%, Mn: 0.04% to 0.50 mass% and Cr: 0.04% It is made of an aluminum alloy further containing one or two of ~0.30 mass%, the balance being Al and unavoidable impurities, and after heating to 530 ° C. at a heating rate of 60 ° C./min, adjacent crystal grains It describes an aluminum alloy sheet for hot forming, characterized in that the existence probability of the grain boundary being a small-angle grain boundary of less than 15° is 50% or more. According to this, an aluminum alloy sheet having high high-temperature ductility in a high strain rate region and excellent mass productivity by high-speed forming, and a method for producing the same are provided. In this way, after heating to 530 ° C. at a heating rate of 60 ° C./min, the existence probability that the grain boundaries of adjacent crystal grains are small-angle grain boundaries of less than 15 ° is 50% or more. An aluminum alloy plate is proposed. It is
確かに6000系のアルミニウム押出材又は合金板は、プレス、鍛造加工用の元材として使用されており、鍛造材は自動車用の各種構造部材に適用され、高靱性で耐衝撃性に優れている。特許文献1では、構造部材の人工時効処理後の組織を、β”相が抑制されるとともに、β’相の存在量が増した、強度と圧壊特性のバランスを向上させた組織とするために、素材板や構造部材の、人工時効処理前の段階でのDSCで測定された規定の温度範囲における発熱ピーク値やピーク個数を規定している。しかしながら、上記アルミニウム合金板(成形素材板)は、Mg、Siなどの各元素の十分な固溶量を得るために、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板に対して、550℃以上の保持温度での溶体化処理および焼入れ処理などの調質(T4)が施されたものであるため、圧延板の残留塑性歪や合金組成等にもよるが、再結晶粒が粗大化する虞がある。 Certainly, 6000 series aluminum extrusions or alloy sheets are used as raw materials for press and forging processing, and forged materials are applied to various structural members for automobiles, and have high toughness and excellent impact resistance. . In Patent Document 1, the structure after the artificial aging treatment of the structural member is a structure in which the β″ phase is suppressed and the amount of the β′ phase is increased, and the balance between strength and crushing properties is improved. , defines the exothermic peak value and the number of peaks in the specified temperature range measured by DSC at the stage before the artificial aging treatment of the material plate and structural member.However, the aluminum alloy plate (formed material plate) , Mg, Si, etc., solution treatment and quenching treatment at a holding temperature of 550 ° C. or higher for rolled plates such as hot-rolled plates and cold-rolled plates. Since it is subjected to thermal refining (T4) such as, recrystallized grains may become coarse, depending on the residual plastic strain of the rolled sheet, the alloy composition, and the like.
また、特許文献2では、PFZ幅が十分に低減されているという特性は、溶体化処理後のアルミニウム合金板(すなわち、T4材)に対して人工時効処理を行い、すなわちT6材になるように調質することで、とりわけ顕著に発現することができるとしている。しかしながら、上記アルミニウム合金板は、Mg、Siなどの各元素の十分な固溶量を得るために、冷間圧延板に対して、550℃以上の保持温度での溶体化処理および焼入れ処理などの調質(T4)が施されたものであるため、冷間圧延板の残留塑性歪や合金組成等にもよるが、再結晶粒が粗大化する虞がある。
In addition, in
特許文献3では、十分な強度を得るためには、さらにSi量、Mg量を[Si%]×1.73-[Mg%]>0.35%の関係式を満足するよう制御することが必要であるとしている。しかしながら、Si/Mg比を高くした過剰Si型の6000系アルミニウム合金板においては、強度が高くなるものの、その成分組成や製板条件にもよるが、溶体化処理後の時効処理によって結晶粒界に中間相として比較的粗大なβ”,β’等の金属間化合物が析出することで、耐衝撃性特性が劣化することが懸念される。 In Patent Document 3, in order to obtain sufficient strength, the amount of Si and the amount of Mg are further controlled to satisfy the relational expression of [Si%]×1.73−[Mg%]>0.35%. It is said that it is necessary. However, in the excessive Si type 6000 series aluminum alloy plate with a high Si/Mg ratio, although the strength is high, depending on the composition and plate making conditions, the grain boundaries are affected by the aging treatment after the solution treatment, depending on the composition and plate making conditions. There is a concern that relatively coarse intermetallic compounds such as β″ and β′ precipitate as intermediate phases in the steel, degrading the impact resistance.
引用文献4では、昇温速度60℃/分で530℃まで昇温後において、隣接する結晶粒の粒界が15°未満の小角粒界である存在確率が50%以上となるアルミニウム合金板が示されている。しかしながら、成形品の耐衝撃性、耐衝撃性に関する異方性については何ら示されていない。 In Cited Document 4, after heating up to 530°C at a heating rate of 60°C/min, an aluminum alloy plate in which the existence probability of the grain boundaries of adjacent crystal grains being small-angle grain boundaries of less than 15° is 50% or more is produced. It is shown. However, nothing is disclosed about the impact resistance of the molded article and the anisotropy of the impact resistance.
以上のことから、自動車用の各種構造部材を製造するための元板として、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、6000系アルミニウム合金冷延板を安価に製造する必要がある。
本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
From the above, as a base plate for manufacturing various structural members for automobiles, 6000 series aluminum, which has high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment and suppresses anisotropy related to impact resistance There is a need to manufacture cold-rolled alloy sheets at low cost.
The present invention has been devised to solve such problems, and Al- An object of the present invention is to provide an Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet and a method for producing the same.
本発明の溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、その目的を達成するために、Si:0.50~0.90質量%、Fe:0.70質量%未満、Cu:0.10~0.90質量%、Mg:0.80~1.7質量%、Mn:0.10~1.3質量%、Cr:0.20~0.60質量%、Ti:0.005~0.10質量%及び残部がAl及び不可避的不純物からなり、Si/Mg比が0.4~0.9の範囲である成分組成を有するアルミニウム合金冷延板であって、L方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLTと定義し、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLTと定義すると、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満であることを特徴とする。 The Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet, which has high strength and excellent impact resistance after the solution treatment and aging treatment of the present invention and has suppressed anisotropy related to impact resistance, is provided in order to achieve the object. , Si: 0.50 to 0.90% by mass, Fe: less than 0.70% by mass, Cu: 0.10 to 0.90% by mass, Mg: 0.80 to 1.7% by mass, Mn: 0. 10 to 1.3% by mass, Cr: 0.20 to 0.60% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass, and the balance being Al and unavoidable impurities, and the Si / Mg ratio is 0.4 It is an aluminum alloy cold-rolled sheet having a chemical composition in the range of 0.9, and the tensile strength of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as UTS L , and the LT direction is the longitudinal direction of the test piece. If the tensile strength is defined as UTS LT , the Charpy value of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as SL , and the Charpy value of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as SLT , 550 ° C. × The metal structure measured after solution treatment for 5 minutes and artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours is a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, and UTS L is 350 MPa or more. UTS LT is 350 MPa or more, S L is 16.0 J/cm 2 or more, and the ratio of S L /S LT is less than 1.4.
また、本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、SLTが13.0J/cm2以上であることが好ましい。
また、本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、L方向を長手方向とする試験片の0.2%耐力をYSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の0.2%耐力をYSLTと定義すると、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、YSLが300MPa以上であってYSLTが300MPa以上であることが好ましい。
In addition, the Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold - rolled sheet of the present invention was subjected to solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes, and further subjected to artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours. It is preferably 13.0 J/cm 2 or more.
In the Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention, the 0.2% yield strength of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as YSL , and the LT direction is the longitudinal direction of the test piece. When 0.2% proof stress is defined as YS LT , YS L measured after solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes and further artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours is 300 MPa or more and YS LT is preferably 300 MPa or more.
本発明の溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、その目的を達成するために、Si:0.50~0.90質量%、Fe:0.70質量%未満、Cu:0.10~0.90質量%、Mg:0.80~1.7質量%、Mn:0.10~1.3質量%、Cr:0.20~0.60質量%、Ti:0.005~0.10質量%及び残部がAl及び不可避的不純物からなり、Si/Mg比が0.4~0.9の範囲である成分組成を有するアルミニウム合金冷延板であって、L方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLTと定義し、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLTと定義すると、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満であることを特徴とする。 The Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming, which has high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment and suppresses anisotropy in impact resistance, achieves the object of the present invention. Therefore, Si: 0.50 to 0.90% by mass, Fe: less than 0.70% by mass, Cu: 0.10 to 0.90% by mass, Mg: 0.80 to 1.7% by mass, Mn: 0.10 to 1.3% by mass, Cr: 0.20 to 0.60% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass, and the balance is Al and unavoidable impurities, and the Si/Mg ratio is 0 .UTS L is defined as the tensile strength of an aluminum alloy cold-rolled sheet having a chemical composition in the range of 4 to 0.9, and the L direction is the longitudinal direction, and the LT direction is the longitudinal direction. If the tensile strength of the piece is defined as UTS LT , the Charpy value of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as SL , and the Charpy value of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as SLT , 550 The metal structure is a recrystallized structure with an average crystal grain size of less than 20 μm, and the UTS L is 350 MPa or more. UTS LT is 350 MPa or more, S L is 16.0 J/cm 2 or more, and the ratio of S L /S LT is less than 1.4.
また、本発明の成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、SLTが13.0J/cm2以上であることが好ましい。
また、本発明の成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、L方向を長手方向とする試験片の0.2%耐力をYSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の0.2%耐力をYSLTと定義すると、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、YSLが300MPa以上であってYSLTが300MPa以上であることが好ましい。
In addition, the Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming of the present invention was subjected to solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes, and further subjected to artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours. LT is preferably 13.0 J/cm 2 or more.
In addition, in the Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming of the present invention, the 0.2% proof stress of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as YS L , and the LT direction is the longitudinal direction. If the 0.2% yield strength of the piece is defined as YS LT , the YS L measured after solution treatment at 550 ° C for 5 minutes and artificial aging treatment at 175 ° C for 14 hours is 300 MPa or more. YS LT is preferably 300 MPa or more.
本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法は、前記成分組成を有す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3~15mmのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率50~95%の冷間圧延を施すことを特徴とする。
本発明の成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法は、前記成分組成を有す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3~15mmのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく、直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく、最終冷延率50~95%の冷間圧延を施すことを特徴とする。
The method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet according to the present invention comprises continuously casting a slab having a thickness of 3 to 15 mm using a thin slab continuous casting machine from a molten aluminum alloy having the above composition, The slab is directly wound on a roll without being homogenized and hot rolled, and then cold rolled at a final cold rolling rate of 50 to 95% without intermediate annealing.
In the method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming of the present invention, a molten aluminum alloy having the above composition is continuously cast into slabs having a thickness of 3 to 15 mm using a thin slab continuous casting machine. Then, the slab is wound directly on a roll without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, and then subjected to cold rolling at a final cold rolling rate of 50 to 95% without performing intermediate annealing. do.
本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板は、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制されるものである。Al-Mg-Si系アルミニウム合金のSi/Mg比を0.4~0.9の範囲に限定して過剰Si量及び過剰Mg量を減らすことで、人工時効処理時に生成するPFZの幅を小さくすることができ、結晶粒界に中間相として析出するβ”,β’等の金属間化合物の成長を抑制することができる。したがって、溶体化・時効処理後の耐衝撃性に優れたものとすることができる。 The Al--Mg--Si based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention has high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, and anisotropy in impact resistance is suppressed. By limiting the Si/Mg ratio of the Al-Mg-Si-based aluminum alloy to the range of 0.4 to 0.9 to reduce the excess Si amount and excess Mg amount, the width of the PFZ generated during artificial aging treatment is reduced. It is possible to suppress the growth of intermetallic compounds such as β″ and β′ that precipitate as intermediate phases at grain boundaries. can do.
本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法は、Mn、Crを適量含有するとともにSi/Mg比を0.4~0.9の範囲に限定したAl-Mg-Si系合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機によって、連続的に鋳造する際、スラブ1/4厚みにおける鋳造凝固中のスラブ冷却速度を40~200℃/secとすることにより、Al-Fe(Mn・Cr)-Siの晶出物のサイズを非常に細かくすることができ、晶出量も少なくすることができる。このため、溶体化処理を施した後のSi固溶量を高く保つことができ、強化相であるMg-Si系化合物に有効に利用されるSi量を確保することが可能となり、溶体化・時効処理後の強度を高めることができる。 The method for producing an Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention comprises an Al--Mg--Si system containing appropriate amounts of Mn and Cr and limiting the Si/Mg ratio to the range of 0.4 to 0.9. When the molten alloy is continuously cast by a thin slab continuous casting machine, by setting the slab cooling rate during casting solidification at 1/4 thickness of the slab to 40 to 200 ° C./sec, Al-Fe (Mn Cr) The size of the -Si crystallized product can be made very fine, and the amount of crystallized product can also be reduced. For this reason, the amount of Si solid solution after solution treatment can be kept high, and it is possible to secure the amount of Si that can be effectively used in the strengthening phase Mg—Si-based compound. Strength after aging treatment can be increased.
また、本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法は、Mn、Crを適量含有するとともにSi/Mg比を0.4~0.9の範囲に限定したAl-Mg-Si系合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機によって、連続的に鋳造して直接ロールに巻き取り、均質化処理や中間焼鈍することなく、最終板厚まで冷間圧延を施すため、スラブ中のMn、Cr固溶量を高く保つことができる。このため、溶体化処理を施した後の金属組織を平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織とすることができ、結晶粒界の存在密度が高まって、溶体化・時効処理後の耐衝撃性に優れたものとなる。 Further, the method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention includes an Al-Mg- A molten Si-based alloy is continuously cast by a thin slab continuous casting machine, directly wound on a roll, and cold-rolled to the final thickness without homogenization or intermediate annealing. Cr solid solution amount can be kept high. For this reason, the metal structure after solution treatment can be made into a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, and the existence density of grain boundaries increases, resulting in impact resistance after solution treatment and aging treatment. Excellent for
したがって、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を提供することができる。 Therefore, it is possible to provide an Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet that exhibits high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, while suppressing anisotropy in impact resistance.
従来の6000系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程にもよるが、溶体化処理を施し、冷間成形又は熱間成形後、さらに時効処理を施すことにより、高強度となるものの、自動車用の各種構造部材に適用する際、耐衝撃性に劣るという場合がある。しかも、6000系アルミニウム合金板について、溶体化・時効処理を施した場合の耐衝撃性、耐衝撃性に関する異方性については十分に検討されていない。したがって、用いる材料として、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制されるものが求められる。 Conventional 6000-series aluminum alloy sheets are subjected to solution treatment, cold forming or hot forming, and then aging treatment, depending on their chemical composition and manufacturing process. When applied to various structural members for use, it may be inferior in impact resistance. Moreover, the impact resistance and the anisotropy of the impact resistance when the 6000 series aluminum alloy plate is subjected to solution treatment and aging treatment have not been sufficiently studied. Therefore, the material to be used is required to have high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, and to suppress anisotropy in impact resistance.
前述のように、Si/Mg比を高くした過剰Si型の6000系アルミニウム合金板においては、強度は高くなるものの、その成分組成や製板条件にもよるが、溶体化処理後の時効処理によって結晶粒界に中間相として比較的粗いβ”,β’等の金属間化合物が析出することで、耐衝撃性が低下することが懸念される。したがって、過剰Si型の6000系アルミニウム合金板においても、溶体化・時効処理後の耐衝撃性に関する異方性について調査しておく必要性がある。 As described above, the excessive Si type 6000 series aluminum alloy plate with a high Si/Mg ratio has high strength, but depending on the chemical composition and plate making conditions, aging treatment after solution treatment Precipitation of relatively coarse intermetallic compounds such as β″ and β′ as intermediate phases at grain boundaries may reduce the impact resistance. Also, it is necessary to investigate the anisotropy of impact resistance after solution treatment and aging treatment.
一方、Si/Mg比をコントロール(0.4~0.9)し、過剰Si量及び過剰Mg量を低減した6000系アルミニウム合金板とすることで、人工時効処理時に生成するPFZの幅を小さくすることができ、結晶粒界に中間相として析出するβ”,β’等の金属間化合物の成長を抑制することができ、耐衝撃性を高くすることができる。しかしながら、バランス型の6000系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程にもよるが、自動車用の各種構造部材として、延性、耐衝撃性に優れるものの、時効処理後の強度が低下してしまう虞がある。 On the other hand, by controlling the Si / Mg ratio (0.4 to 0.9) and using a 6000 series aluminum alloy plate with a reduced amount of excess Si and an amount of excess Mg, the width of the PFZ generated during artificial aging treatment is reduced. It is possible to suppress the growth of intermetallic compounds such as β″ and β′ that precipitate as intermediate phases at the grain boundaries, and to increase the impact resistance. However, the balanced 6000 series Although aluminum alloy sheets are excellent in ductility and impact resistance as various structural members for automobiles, depending on their chemical composition and manufacturing process, there is a possibility that the strength after aging treatment may decrease.
本発明者等は、Mg/Si比を変化させたAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の調査を通じて、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。
Through investigation of Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheets with varying Mg/Si ratios, the present inventors have found that after solution treatment and aging treatment, they have high strength, excellent impact resistance, and anisotropic properties related to impact resistance. The present invention was arrived at after extensive investigations to obtain an Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet with suppressed properties.
The contents are explained below.
まず、本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。
〔Si:0.50~0.90質量%〕
Siは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Al-(Fe・Mn)-Si等の微細な金属間化合物を晶出させ、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。人工時効処理では、Mg-Si系化合物が均一微細に析出してさらに強度を高めるので、必須の元素である。
Si含有量が0.50質量%未満であると、Mg-Si系化合物の析出量も減少するため、所定の強度が得られない虞がある。Si含有量が0.90質量%を超えると、アルミニウム合金板の強度は高くなるものの、耐衝撃性が低下するとともに、耐衝撃性に関する異方性が顕著になる虞がある。
したがって、Si含有量は、0.50~0.90質量%の範囲とする。より好ましいSi含有量は、0.50~0.85質量%の範囲である。さらに好ましいSi含有量は、0.50~0.80質量%の範囲である。
First, the action, appropriate content, etc. of each element contained in the Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention will be described.
[Si: 0.50 to 0.90% by mass]
Depending on the cooling rate during ingot casting, Si crystallizes fine intermetallic compounds such as Al--(Fe.Mn)--Si, some of which form a solid solution in the matrix to increase strength. In the artificial aging treatment, the Mg--Si-based compound precipitates uniformly and finely to further increase the strength, so it is an essential element.
If the Si content is less than 0.50% by mass, the precipitation amount of the Mg—Si-based compound is also reduced, so there is a possibility that the desired strength cannot be obtained. If the Si content exceeds 0.90% by mass, the strength of the aluminum alloy plate is increased, but the impact resistance is lowered, and anisotropy in impact resistance may become significant.
Therefore, the Si content should be in the range of 0.50 to 0.90% by mass. A more preferable Si content is in the range of 0.50 to 0.85% by mass. A more preferable Si content is in the range of 0.50 to 0.80% by mass.
〔Fe:0.70質量%未満〕
Feは、スラブ鋳造時の冷却速度にもよるが、Al-Fe(Cr・Mn)-Si等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させるので、必須の元素である。
Fe含有量が0.70質量%を超えると、Al-(Fe・Mn)-Si等の金属間化合物が粗大化することにより、所定の強度が得られない虞がある。
したがって、Fe含有量は、0.70質量%未満の範囲とする。より好ましいFe含有量は、0.10~0.70質量%未満の範囲である。さらに好ましいFe含有量は、0.15~0.65質量%未満の範囲である。
[Fe: less than 0.70% by mass]
Depending on the cooling rate during slab casting, Fe crystallizes fine intermetallic compounds such as Al--Fe(Cr/Mn)--Si and increases the strength of the aluminum alloy plate, so it is an essential element. be.
If the Fe content exceeds 0.70% by mass, intermetallic compounds such as Al--(Fe.Mn)--Si are coarsened, which may make it impossible to obtain a desired strength.
Therefore, the Fe content should be less than 0.70% by mass. A more preferable Fe content is in the range of 0.10 to less than 0.70% by mass. A more preferable Fe content is in the range of 0.15 to less than 0.65% by mass.
〔Cu:0.10~0.90質量%〕
Cu含有量は、強度を増加させる元素であり、一部マトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するとともに、Al-Mg-Si-Cu系化合物を形成して強度を高めるので、必須の元素である。
Cu含有量が0.10質量%未満であると、所定の強度が得られない虞がある。Cu含有量が0.90質量%を超えると、耐衝撃性が低下する虞がある。
したがって、Cu含有量は、0.10~0.90質量%の範囲とする。より好ましいCu含有量は、0.15~0.90質量%の範囲である。さらに好ましいCu含有量は、0.20~0.85質量%の範囲である。
[Cu: 0.10 to 0.90% by mass]
Cu content is an element that increases the strength, partly dissolves in the matrix to promote solid solution strengthening, and forms an Al-Mg-Si-Cu-based compound to increase the strength, so it is an essential element. is.
If the Cu content is less than 0.10% by mass, there is a possibility that the desired strength cannot be obtained. If the Cu content exceeds 0.90% by mass, there is a risk that the impact resistance will decrease.
Therefore, the Cu content should be in the range of 0.10 to 0.90% by mass. A more preferable Cu content is in the range of 0.15 to 0.90% by mass. A more preferable Cu content is in the range of 0.20 to 0.85% by mass.
〔Mg:0.80~1.7質量%〕
Mgは、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。人工時効処理では、自然時効によってマトリックスに析出した微細なクラスターを核として、Mg-Si化合物が均一微細に析出してさらに強度を高めるので、必須の元素である。
Mg含有量が0.80質量%未満であると、所定の強度が得られない虞がある。Mg含有量が1.7質量%を超えると、耐衝撃性に関する異方性が顕著になる虞がある。したがって、好ましいMg含有量は、0.80~1.7質量%の範囲とする。より好ましいMg含有量は、0.85~1.7質量%の範囲である。さらに好ましいMg含有量は、0.85~1.6質量%の範囲である。
[Mg: 0.80 to 1.7% by mass]
Mg partially dissolves in the matrix and increases strength. In the artificial aging treatment, Mg--Si compound is uniformly and finely precipitated with fine clusters precipitated in the matrix by natural aging as nuclei to further increase the strength, so Ni is an essential element.
If the Mg content is less than 0.80% by mass, there is a possibility that the desired strength cannot be obtained. If the Mg content exceeds 1.7% by mass, there is a possibility that anisotropy in impact resistance may become significant. Therefore, the preferred Mg content is in the range of 0.80-1.7% by mass. A more preferable Mg content is in the range of 0.85 to 1.7% by mass. A more preferable Mg content is in the range of 0.85 to 1.6% by mass.
〔Mn:0.10~1.3質量%〕
Mnは、一部マトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するとともに、溶体化処理を施した際に再結晶を遅延させて結晶粒微細化剤として作用する。また、Mnは、本発明の合金組成の範囲内では、鋳造時および溶体化処理時に生成するAl-Fe(Mn・Cr)-Si等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、強度を高くするため、必須元素である。
Mn含有量が0.10質量%未満であると、耐衝撃性に関する異方性が顕著になる虞がある。Mn含有量が1.3質量%を超えると、Al-Fe(Mn・Cr)-Si等の金属間化合物生成量が増加することにより、人工時効処理後のMg-Si系化合物の析出量が少なくなり、所定の強度が得られない虞がある。
したがって、好ましいMn含有量は、0.10~1.3質量%の範囲とする。より好ましいMn含有量は、0.10~1.25質量%の範囲である。さらに好ましいMn含有量は、0.15~1.2質量%の範囲である。
[Mn: 0.10 to 1.3% by mass]
Mn partially dissolves in the matrix to promote solid solution strengthening, and also acts as a grain refiner by delaying recrystallization when solution treatment is performed. Further, within the range of the alloy composition of the present invention, Mn is also an element that constitutes fine intermetallic compounds such as Al--Fe(Mn-Cr)--Si generated during casting and solution treatment, and increases strength. It is an essential element in order to make it high.
If the Mn content is less than 0.10% by mass, anisotropy in impact resistance may become significant. When the Mn content exceeds 1.3% by mass, the amount of intermetallic compounds such as Al—Fe(MnCr)—Si increases, and the precipitation amount of Mg—Si compounds after artificial aging treatment increases. There is a possibility that the required strength cannot be obtained.
Therefore, the preferred Mn content is in the range of 0.10-1.3% by mass. A more preferable Mn content is in the range of 0.10 to 1.25% by mass. A more preferable Mn content is in the range of 0.15 to 1.2% by mass.
〔Cr:0.20~0.60質量%〕
Crは、一部マトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するとともに、溶体化処理を施した際に再結晶を遅延させて結晶粒微細化剤として作用する。また、Crは、本発明の合金組成の範囲内では、鋳造時および溶体化処理時に生成するAl-Fe(Mn・Cr)-Si等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、強度を高くするため、必須元素である。
Cr含有量が0.20質量%未満であると、耐衝撃性が低下するとともに、耐衝撃性に関する異方性が顕著になる虞がある。Cr含有量が0.60質量%を超えると、耐衝撃性に関する異方性が顕著になる虞がある。
したがって、好ましいCr含有量は、0.20~0.60質量%の範囲とする。より好ましいCr含有量は、0.20~0.55質量%の範囲である。さらに好ましいCr含有量は、0.25~0.50質量%の範囲である。
[Cr: 0.20 to 0.60% by mass]
Cr partially dissolves in the matrix to promote solid solution strengthening, and also acts as a grain refining agent by delaying recrystallization during solution treatment. Further, within the range of the alloy composition of the present invention, Cr is also an element that constitutes fine intermetallic compounds such as Al--Fe(Mn-Cr)--Si generated during casting and solution treatment, and is also an element that contributes to strength. It is an essential element in order to make it high.
If the Cr content is less than 0.20% by mass, the impact resistance may decrease and the anisotropy of the impact resistance may become significant. If the Cr content exceeds 0.60% by mass, there is a risk that anisotropy regarding impact resistance will become pronounced.
Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.20-0.60% by mass. A more preferable Cr content is in the range of 0.20 to 0.55% by mass. A more preferable Cr content is in the range of 0.25 to 0.50% by mass.
〔Ti:0.005~0.10質量%〕
Tiは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Tiは単独で添加してもよいが、Bと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Al-5%Ti-1%Bなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。
Ti含有量が、0.005質量%未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ti含有量が、0.10質量%を超えると、鋳塊鋳造時にTiAl3等の粗大な金属間化合物が晶出して、最終板におけるプレス成形性や曲げ加工性を低下させ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、0.005~0.10質量%の範囲とする。より好ましいTi含有量は、0.005~0.07質量%の範囲である。さらに好ましいTi含有量は、0.01~0.05質量%の範囲である。
[Ti: 0.005 to 0.10% by mass]
Ti is an essential element because it acts as a grain refiner during ingot casting and can prevent casting cracks. Of course, Ti may be added alone, but by coexisting with B, a more powerful crystal grain refining effect can be expected, so adding a rod hardener such as Al-5%Ti-1%B There may be.
If the Ti content is less than 0.005% by mass, the effect of refining the steel during ingot casting is insufficient, which may lead to casting cracks, which is not preferable. If the Ti content exceeds 0.10% by mass, coarse intermetallic compounds such as TiAl 3 may crystallize during ingot casting, which may reduce the press formability and bending workability of the final plate. I don't like it.
Therefore, the Ti content should be in the range of 0.005 to 0.10% by mass. A more preferable Ti content is in the range of 0.005 to 0.07% by mass. A more preferable Ti content is in the range of 0.01 to 0.05% by mass.
〔Si/Mg比が0.4~0.9の範囲である〕
Si/Mg比を0.4~0.9の範囲に限定することで、人工時効処理時に生成するPFZの幅を小さくすることができ、結晶粒界に中間相として析出するβ”,β’等の金属間化合物の成長を抑制することができ、耐衝撃性を向上させることができる。
Si/Mg比が0.4未満であると、強化相としてのMg-Si化合物の析出量が低下し、強度が低下するため、好ましくない。Si/Mg比が0.9を超えると、時効処理によって結晶粒界に中間相として比較的粗いβ”,β’等の金属間化合物が析出することで、耐衝撃性が低下する虞があるため、好ましくない。
したがって、Si/Mg比を0.4~0.9の範囲に限定する。
[Si/Mg ratio is in the range of 0.4 to 0.9]
By limiting the Si/Mg ratio to the range of 0.4 to 0.9, the width of the PFZ formed during the artificial aging treatment can be reduced, and β″ and β′ precipitated as intermediate phases at the grain boundaries. It is possible to suppress the growth of intermetallic compounds such as, and improve the impact resistance.
If the Si/Mg ratio is less than 0.4, the precipitation amount of the Mg—Si compound as a strengthening phase is reduced, and the strength is lowered, which is not preferable. If the Si/Mg ratio exceeds 0.9, relatively coarse intermetallic compounds such as β″ and β′ are precipitated as intermediate phases at grain boundaries due to aging treatment, which may reduce the impact resistance. Therefore, it is not preferable.
Therefore, the Si/Mg ratio is limited to the range of 0.4-0.9.
〔その他の不可避的不純物〕
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、Znの0.20質量%未満、Niの0.10質量%未満、Zrの0.05質量%未満、Bの0.05質量%未満、Ga又はVの0.05質量%未満、Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Srについては、それぞれ0.02質量%未満、その他各0.05質量%未満であって、この範囲で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 unavoidable impurities]
Unavoidable impurities are inevitably mixed from raw material ingots, returned materials, etc., and their allowable contents are, for example, less than 0.20% by mass of Zn, less than 0.10% by mass of Ni, and less than 0.10% by mass of Zr. Less than 0.05% by mass, less than 0.05% by mass of B, less than 0.05% by mass of Ga or V, less than 0.02% by mass each of Pb, Bi, Sn, Na, Ca, and Sr, and others Each content is less than 0.05% by mass, and even if the content of uncontrolled elements is within this range, the effect of the present invention is not impaired.
〔金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、〕
Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を成形して自動車用の各種構造部材に適用するに当たっては、溶体化処理を施した後の金属組織を再結晶組織として、結晶粒を細かくしておく必要がある。金属組織を再結晶組織として、結晶粒を細かくしておくと、結晶粒界の存在密度が高まって、時効処理時に結晶粒界に中間相として析出するβ”,β’等の金属間化合物の成長が抑制され、時効処理後の耐衝撃性を向上することができる。したがって、本発明では、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であると規定した。
[The metal structure is a recrystallized structure with an average crystal grain size of less than 20 μm,]
When forming an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet and applying it to various structural members for automobiles, the metal structure after solution treatment is used as a recrystallized structure, and the crystal grains are made finer. There is a need. If the metal structure is a recrystallized structure and the crystal grains are made finer, the existence density of the grain boundaries increases, and intermetallic compounds such as β″ and β′ precipitate as intermediate phases at the grain boundaries during aging treatment. Growth is suppressed and the impact resistance after aging treatment can be improved.Therefore, in the present invention, solution treatment is performed at 550°C for 5 minutes, and then artificial aging treatment is performed at 175°C for 14 hours. The metal structure measured later was defined as a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm.
〔UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満である〕
Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を成形して自動車用の各種構造部材に適用するに当たっては、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れているだけではなく、耐衝撃性に関する異方性を抑制する必要がある。溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れており、耐衝撃性に関する異方性が抑制されていると、自動車用の各種構造部材の設計の自由度が高まる。
[UTS L is 350 MPa or more, UTS LT is 350 MPa or more, S L is 16.0 J/cm 2 or more, and the ratio of S L /S LT is less than 1.4]
When forming Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheets and applying them to various structural members for automobiles, not only high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, but also impact resistance It is necessary to suppress the anisotropy regarding High strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, and if the anisotropy in impact resistance is suppressed, the degree of freedom in designing various structural members for automobiles increases.
材料の強度は引張り試験を行った時の引張り強度で、耐衝撃性はシャルピー衝撃試験を行った時のシャルピー衝撃値で、耐衝撃性に関する異方性は長手方向の異なる試験片についてシャルピー衝撃試験を行った時のそれぞれのシャルピー衝撃値を比較することによって知ることができる。
したがって、本発明では、L方向(圧延方向)を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLと定義し、LT方向(板幅方向)を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLTと定義し、L方向(圧延方向)を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLと定義し、LT方向(板幅方向)を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLTと定義すると、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満であると規定した。
なお、上記したUTSL、UTSLT、YSL、YSLT、SL、SLT等の特性を測定する前に施す熱処理条件としては、550℃×5分間の溶体化処理後に、例えば、室温にて72時間以内の自然時効を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施すものであってもよいし、550℃×5分間の溶体化処理後に、例えば、自然時効を施さず、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施すものであってもよい。
The strength of the material is the tensile strength when the tensile test is performed, the impact resistance is the Charpy impact value when the Charpy impact test is performed, and the anisotropy of the impact resistance is the Charpy impact test of the test pieces with different longitudinal directions. It can be known by comparing each Charpy impact value when performing
Therefore, in the present invention, the tensile strength of the test piece with the L direction (rolling direction) as the longitudinal direction is defined as UTS L , and the tensile strength of the test piece with the LT direction (sheet width direction) as the longitudinal direction is UTS LT . defined, the Charpy value of the test piece with the L direction (rolling direction) as the longitudinal direction is defined as SL , and the Charpy value of the test piece with the LT direction (plate width direction) as the longitudinal direction is defined as SLT , The UTS L is 350 MPa or more, the UTS LT is 350 MPa or more, and the SL is 16.0 MPa or more , measured after solution treatment at 550° C. for 5 minutes and further artificial aging treatment at 175° C. for 14 hours. 0 J/cm 2 or more and the ratio of S L /S LT was defined as less than 1.4.
The heat treatment conditions applied before measuring the properties of UTS L , UTS LT , YS L , YS LT , SL , S LT , etc. are, for example, room temperature after solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes . It may be subjected to natural aging for 72 hours or less, and then subjected to artificial aging treatment at 175 ° C. x 14 hours, or after solution treatment at 550 ° C. x 5 minutes, for example, without natural aging, and further Artificial aging treatment at 175°C for 14 hours may be applied.
詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用の各種構造部材に適用する本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板としては、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満の特性を示すものが好適である。また、550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、SLTが13.0J/cm2以上であることが好ましい。 Although the details will be described in the examples below, the Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention applied to various structural members for automobiles is subjected to solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes, Furthermore, the metal structure measured after artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours is a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, UTS L is 350 MPa or more, UTS LT is 350 MPa or more, and S It is preferable that L is 16.0 J/cm 2 or more and the ratio of S L /S LT is less than 1.4. In addition, it is preferable that the SLT measured after solution treatment at 550°C for 5 minutes and then artificial aging treatment at 175°C for 14 hours is 13.0 J/cm 2 or more.
また詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ550℃×5分間の溶体化処理を施し、さらに175℃×14hrsの人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満なる値を呈するものが、本発明の溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板となる。 In addition, although the details will be given to the description of the examples below, in any case, it has the above-mentioned specific component composition, is subjected to solution treatment at 550 ° C. for 5 minutes, and further subjected to artificial aging treatment at 175 ° C. x 14 hours. The metal structure measured after the application is a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, UTS L is 350 MPa or more, UTS LT is 350 MPa or more, and SL is 16.0 J/cm 2 or more. , the S L /S LT ratio of less than 1.4 exhibits high strength and excellent impact resistance after the solution treatment and aging treatment of the present invention, and the anisotropy related to impact resistance is suppressed. It becomes an Al--Mg--Si based aluminum alloy cold-rolled sheet.
次に、上記のような溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
〔溶解・溶製〕
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い、さらに必要に応じてランス等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滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、上記フラックス及び滓がアルミニウム合金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。
Next, a method for producing an Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet which has high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment as described above and whose anisotropy related to impact resistance is suppressed. An example will be briefly introduced.
[Melting/smelting]
After the raw material is put into the melting furnace and reaches a predetermined melting temperature, flux is appropriately added and stirred, and if necessary, the inside of the furnace is degassed using a lance or the like. Sediment is separated from the surface of the melt.
In this melting and smelting, it is important to re-insert the raw material such as the master alloy in order to obtain the predetermined alloy composition, but the above-mentioned flux and slag should be left in the molten aluminum alloy until it floats and separates on the surface of the molten aluminum alloy. It is extremely important to take It is desirable that the sedation time is usually 30 minutes or more.
溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は45分以上である。
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガス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、0.20cc/100g以下に低減することが好ましい。
The aluminum alloy melt produced in the melting furnace may be cast after being temporarily transferred to a holding furnace, but may also be tapped directly from the melting furnace and cast. A more desirable sedation time is 45 minutes or longer.
If necessary, in-line degassing and filtering may be performed.
In-line degassing is mainly of a type in which an inert gas or the like is blown into molten aluminum from a rotating rotor to diffuse and remove hydrogen gas in the inert gas bubbles. 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 cc/100 g or less.
鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における1パス当たりの圧下率を例えば20%以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷延コイルの熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、0.15cc/100g以下である。 If the amount of hydrogen gas in the ingot is large, porosity may occur in the final solidified portion of the ingot. It is preferable to crush it. In addition, hydrogen gas dissolved in a supersaturated solid solution in the ingot, depending on the heat treatment conditions of the cold-rolled coil, is precipitated during, for example, spot welding even after press forming of the final plate, and many blowholes may occur. Therefore, the hydrogen gas amount in the ingot is more preferably 0.15 cc/100 g or less.
〔薄スラブ連続鋳造機〕
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、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、上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上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。
双ロール鋳造機は、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、上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上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。
[Thin slab continuous casting machine]
Thin slab continuous casters include both twin belt casters and twin roll casters.
The twin-belt casting machine includes a pair of rotating belt units that are provided with endless belts and face each other vertically, a cavity formed between the pair of rotating belt units, and cooling means provided inside the rotating belt units. A molten metal is supplied into the cavity through a refractory nozzle to continuously cast a thin slab.
The twin roll casting machine includes a pair of rotating rolls provided with endless rolls and facing each other vertically, a cavity formed between the pair of rotating rolls, and cooling means provided inside the rotating rolls. A molten metal is supplied into the cavity through a refractory nozzle to continuously cast a thin slab.
〔スラブの厚み3~15mm〕
薄スラブ連続鋳造機は、厚み3~15mmの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み3mm未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率50~95%を実現することが困難となる。スラブ厚み15mmを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ1/4の付近で、40~1000℃/秒程度となり、Al-Fe(Cr・Mn)-Si等の金属間化合物が微細に晶出する。
[Thickness of slab 3 to 15 mm]
The thin slab continuous casting machine can continuously cast thin slabs with a thickness of 3 to 15 mm. If the slab thickness is less than 3 mm, even if casting is possible, it is difficult to achieve a final rolling reduction of 50 to 95%, which will be described later, depending on the thickness of the final plate. If the slab thickness exceeds 15 mm, it becomes difficult to wind the slab directly onto a roll. In this range of slab thickness, the cooling rate of the slab is about 40 to 1000° C./sec at around 1/4 of the slab thickness, and intermetallic compounds such as Al—Fe(Cr/Mn)—Si are formed. Crystallize finely.
〔冷間圧延〕
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、上記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造によって製造される鋳造スラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、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ロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。
[Cold rolling]
A thin slab continuous casting machine is used to continuously cast slabs, and the slabs are directly wound on rolls without being hot-rolled, and then cold-rolled. Therefore, it is possible to omit the facing process, homogenization process, and hot rolling process that are required for cast slabs manufactured by conventional semi-continuous casting. The rolls from which the thin slabs are directly wound are passed through a cold rolling mill and are usually subjected to several passes of cold rolling.
〔最終冷延率50~95%〕
最終冷延率50~95%の冷間圧延を施した後、溶体化処理を施す。最終冷延率がこの範囲であれば、溶体化処理後の金属組織を平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織にして、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板とすることができる。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冷間加工を加えることで転位が蓄積されて、溶体化処理工程によって平均結晶粒径20μm未満に調整された再結晶組織を得ることが可能となる。
最終冷延率が50%未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が少なすぎて、溶体化処理によって平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織を得ることができない。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、好ましい最終冷延率は、50~95%の範囲である。より好ましい最終冷延率は、60~95%の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、70~90%の範囲である。
[Final cold rolling rate 50 to 95%]
After performing cold rolling with a final cold rolling rate of 50 to 95%, solution treatment is performed. If the final cold rolling rate is within this range, the metal structure after the solution treatment will be a recrystallized structure with an average crystal grain size of less than 20 μm, and after the solution treatment and aging treatment, high strength, excellent impact resistance, and impact resistance will be obtained. An Al--Mg--Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet in which the anisotropy with respect to is suppressed can be obtained. Therefore, dislocations are accumulated by applying cold working while securing the solid solution amount of the transition metal element while keeping the processing cost low, and recrystallization adjusted to an average crystal grain size of less than 20 μm by the solution treatment process. organization can be obtained.
If the final cold rolling reduction is less than 50%, the amount of working strain accumulated during cold rolling is too small to obtain a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm by solution treatment. When the final cold-rolling ratio exceeds 95%, the amount of work strain accumulated during cold rolling is too large, resulting in severe work hardening and edge cracking, making rolling difficult. Therefore, the preferred final cold rolling rate is in the range of 50-95%. A more preferable final cold rolling rate is in the range of 60 to 95%. A more preferred final cold rolling rate is in the range of 70 to 90%.
以上のような連続鋳造工程、冷間圧延工程を経ることにより、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板を得ることができる。 By going through the continuous casting process and the cold rolling process as described above, the Al-Mg-Si system has high strength and excellent impact resistance after solution treatment and aging treatment, and suppresses anisotropy related to impact resistance. An aluminum alloy cold-rolled sheet can be obtained.
次に、本発明のAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の成形品への適用例について以下に述べる。
〔溶体化処理〕
溶体化処理は、例えば、連続焼鈍炉にて540℃~570℃の保持温度で10~300秒間保持した後、その後急速に冷却する溶体化処理が好ましい。急速に冷却する手段としては、エアー噴射による空冷、若しくはミスト噴射による水冷が望ましい。溶体化処理は比較的短時間であるため、マトリックスに固溶していたMn、Crは、金属間化合物を大きく成長させることなく、再結晶を遅延させて結晶粒微細化剤として作用し、再結晶の平均粒径を20μm未満とすることができる。
保持温度が540℃未満であると、合金組成にもよるが再結晶組織を得ることが困難となる。保持温度が570℃を超えると、合金組成にもよるがバーニングを起こすおそれがある。保持時間が10秒未満であると、板の実体温度が所定の温度に到達せず溶体化処理が不十分となるおそれがある。保持時間が300秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。
Next, an example of application of the Al--Mg--Si based aluminum alloy cold-rolled sheet of the present invention to molded articles will be described below.
[Solution treatment]
The solution treatment is preferably, for example, a continuous annealing furnace at a temperature of 540° C. to 570° C. for 10 to 300 seconds, followed by rapid cooling. Air cooling by air injection or water cooling by mist injection is desirable as means for rapid cooling. Since the solution treatment is performed for a relatively short period of time, the Mn and Cr dissolved in the matrix act as a grain refiner by delaying recrystallization without causing the intermetallic compound to grow significantly. The average grain size of the crystals can be less than 20 μm.
When the holding temperature is lower than 540°C, it becomes difficult to obtain a recrystallized structure, although it depends on the alloy composition. If the holding temperature exceeds 570°C, burning may occur, depending on the alloy composition. If the holding time is less than 10 seconds, the actual temperature of the plate may not reach the predetermined temperature, resulting in insufficient solution treatment. If the holding time exceeds 300 seconds, the processing will take too long and the productivity will decrease.
〔自然時効〕
溶体化処理後、自然時効を行う場合は、室温に数時間~6ヵ月放置するものであってもよいが、コイルの保管温度を適切に管理して、例えば、保持時間を16~72時間等に規制しておくことが品質管理上は望ましい。
[Natural aging]
When natural aging is performed after the solution treatment, it may be left at room temperature for several hours to 6 months, but the storage temperature of the coil should be appropriately controlled, for example, the holding time should be 16 to 72 hours. From the viewpoint of quality control, it is desirable to regulate
〔プレス成形〕
プレス成形は、得られた上記コイルを条割後、さらにシャーにて所定寸法の切り板とし、例えば、冷間プレス成形によって、所定の形状に成形する。溶体化処理後、自然時効を施して、冷間成形又は熱間成形を行い、さらに人工時効処理を施すことが好ましい。もちろん、溶体化処理後、自然時効を施さずに冷間成形又は熱間成形を行い、さらに人工時効処理を施してもよい。
〔Press molding〕
In the press molding, after the obtained coil is split into strips, it is further cut into plates of a predetermined size with a shear, and formed into a predetermined shape by, for example, cold press molding. After the solution treatment, it is preferable to perform natural aging, cold forming or hot forming, and further artificial aging treatment. Of course, after the solution treatment, cold forming or hot forming may be performed without performing natural aging, and then artificial aging may be performed.
〔人工時効処理〕
人工時効処理は、成形品を加熱炉に挿入することで行い、保持温度150~200℃で1~72時間保持とすることが好ましい。保持温度が150℃未満であると、成形品の強度が十分に増加せず、所定の機械的特性を得ることが困難となるため、好ましくない。
保持温度が200℃を超えると、成形品の強度が低下して、所定の機械的特性を得ることが困難となるため、好ましくない。保持時間が1時間未満であると、成形品の実体温度が不均一のまま処理が終了する可能性があるため、好ましくない。保持時間が72時間を超えると、生産性が低下するため、好ましくない。
[Artificial aging treatment]
The artificial aging treatment is performed by inserting the molded product into a heating furnace, and is preferably maintained at a holding temperature of 150 to 200° C. for 1 to 72 hours. If the holding temperature is less than 150°C, the strength of the molded product will not be sufficiently increased, and it will be difficult to obtain the desired mechanical properties, which is not preferred.
If the holding temperature exceeds 200° C., the strength of the molded product is lowered, making it difficult to obtain the desired mechanical properties, which is not preferred. If the holding time is less than 1 hour, the treatment may be terminated while the substance temperature of the molded product is uneven, which is not preferable. If the holding time exceeds 72 hours, productivity will decrease, which is not preferable.
まず各必須元素の含有量が供試材の諸特性に及ぼす影響について調査するため、以下のような供試材を作製した。
〔薄スラブ連続鋳造シミュレート材の作製〕
表1に示した20水準の組成(合金No.1~20)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なった。その後30分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓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の水冷金型に流し込み、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(合金No.1~20)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なった。その結果を表1に示す。この薄スラブの両面を3mmずつ面削加工して、厚さ10mmとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚2.5mm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75%であった。
First, in order to investigate the effect of the content of each essential element on various properties of the test material, the following test material was produced.
[Preparation of thin slab continuous casting simulation material]
5 kg each of various ingots mixed with 20 levels of compositions (alloy Nos. 1 to 20) shown in Table 1 were inserted into a #20 crucible, and the crucible was heated in a small electric furnace to melt the ingots. Next, a lance was inserted into the molten metal, and N 2 gas was blown for 5 minutes at a flow rate of 1.0 L/min for degassing. After that, the mixture was allowed to settle for 30 minutes, and the slag floating on the surface of the molten metal was removed with a stirring rod. Next, the crucible was taken out from the small electric furnace, and the molten metal was poured into a water-cooled mold with inner dimensions of 200×200×16 mm to prepare a thin slab. Disc samples of each test material (alloy Nos. 1 to 20) collected from the molten metal in the crucible were subjected to composition analysis by emission spectroscopic analysis. Table 1 shows the results. Both sides of this thin slab were chamfered by 3 mm to a thickness of 10 mm, and then cold-rolled without homogenization and hot rolling to obtain a cold-rolled material with a thickness of 2.5 mm. . No intermediate annealing treatment was performed during the cold rolling process. The final cold rolling reduction in this case was 75%.
次にこれらの冷延材(合金No.1~20)を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、550℃×5minの条件下で加熱保持し、ソルトバスから素早く取り出して水冷し溶体化処理を施した。その後、室温にて24~72時間の自然時効を行ってT4材とした。これらT4材をアニーラーに挿入して、175℃×14時間の人工時効処理を施して、供試材(実施例1~9、比較例1~11)とした。 Next, after cutting these cold-rolled materials (alloy Nos. 1 to 20) into predetermined sizes, the cold-rolled materials are inserted into a salt bath, heated and held at 550 ° C. for 5 minutes, and salt bath It was quickly removed from the mold, cooled with water, and subjected to solution heat treatment. After that, natural aging was performed at room temperature for 24 to 72 hours to obtain a T4 material. These T4 materials were inserted into an annealer and subjected to artificial aging treatment at 175° C. for 14 hours to obtain test materials (Examples 1 to 9 and Comparative Examples 1 to 11).
次に、自然時効が供試材の諸特性に及ぼす影響について調査するため、以下のような供試材を作製した。
合金No.3の冷延材を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、550℃×5minの条件下で加熱保持し、ソルトバスから素早く取り出して水冷し溶体化処理を施した。その後、一部は自然時効を行わずにアニーラーに挿入して、175℃×14時間の人工時効処理を施して、供試材(実施例11)とした。また、一部は室温にて24,48,72時間の自然時効を行ってT4材とし、これらT4材をアニーラーに挿入して、175℃×14時間の人工時効処理を施して、供試材(実施例12,13,14)とした。
Next, in order to investigate the effects of natural aging on various properties of test materials, the following test materials were produced.
After cutting the cold-rolled material of alloy No. 3 into a predetermined size, the cold-rolled material was inserted into a salt bath, heated and held at 550°C for 5 minutes, quickly removed from the salt bath, and cooled with water to melt. It has undergone a quenching treatment. After that, some of them were inserted into an annealer without being naturally aged and subjected to artificial aging treatment at 175° C. for 14 hours to obtain a test material (Example 11). In addition, some of them were naturally aged at room temperature for 24, 48, and 72 hours to make T4 materials, and these T4 materials were inserted into an annealer and artificially aged at 175°C for 14 hours to obtain test materials. (Examples 12, 13, 14).
次に、自然時効後のプレス成形(塑性変形)が供試材の諸特性に及ぼす影響について調査するため、以下のような供試材を作製した。
合金No.3の冷延材を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、550℃×5minの条件下で加熱保持し、ソルトバスから素早く取り出して水冷し溶体化処理を施した。その後、室温にて48時間の自然時効を行ってT4材とした。このT4材について、冷間プレス成形を模擬して引張試験機を用いて室温にて2%予歪を導入し、さらにアニーラーに挿入して、175℃×14時間の人工時効処理を施して、供試材(実施例15)とした。
Next, in order to investigate the effects of press forming (plastic deformation) after natural aging on various properties of the test materials, the following test materials were produced.
After cutting the cold-rolled material of alloy No. 3 into a predetermined size, the cold-rolled material was inserted into a salt bath, heated and held at 550°C for 5 minutes, quickly removed from the salt bath, and cooled with water to melt. It has undergone a quenching treatment. After that, natural aging was performed at room temperature for 48 hours to obtain a T4 material. For this T4 material, 2% prestrain was introduced at room temperature using a tensile tester to simulate cold press forming, and then it was inserted into an annealer and subjected to artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours. It was used as a test material (Example 15).
次に、このようにして得られた各供試材について、諸特性の測定、評価を行った。
〔引張試験による諸特性の測定〕
得られた各供試材の機械的特性評価は、引張り試験の引張り強度、0.2%耐力、伸び(破断伸び)の値によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向(L方向)及び垂直方向(LT方向)になるようにJIS5号試験片を採取し、JISZ2241に準じて引張り試験を行って、引張り強度(MPa)、0.2%耐力(MPa)、伸び(%)を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材のL方向/LT方向につき3回(n=3)行い、その平均値で算出した。
L方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLが350MPa以上であり、且つLT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLTが350MPa以上であった供試材を強度評価良好(〇)とし、UTSL及びUTSLTのうち少なくともいずれか一方が350MPa未満であった供試材を強度評価不良(×)とした。評価結果を表2に示す。
Next, various characteristics were measured and evaluated for each test material thus obtained.
[Measurement of properties by tensile test]
The mechanical properties of each test material obtained were evaluated based on the values of tensile strength, 0.2% yield strength, and elongation (elongation at break) in a tensile test.
Specifically, from the obtained test material, a JIS No. 5 test piece is taken so that the tensile direction is parallel to the rolling direction (L direction) and perpendicular to the rolling direction (LT direction). A tensile test was performed to determine tensile strength (MPa), 0.2% yield strength (MPa), and elongation (%). These tensile tests were performed 3 times (n=3) in the L direction/LT direction of each test material, and the average value was calculated.
The tensile strength UTS L of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is 350 MPa or more, and the tensile strength UTS LT of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is 350 MPa or more. ), and the test material in which at least one of UTS L and UTS LT was less than 350 MPa was evaluated as poor strength (x). Table 2 shows the evaluation results.
〔計装化シャルピー衝撃試験による耐衝撃性の評価〕
得られた各供試材の耐衝撃特性評価は、計装化シャルピー衝撃試験の吸収エネルギー、シャルピー衝撃値、下り傾き値の値によって行った。
具体的には、得られた供試材より、計装化シャルピー衝撃試験用の試験片として、圧延方向に対して0°方向(L方向)/90°方向(LT方向)を長手方向として試料を採取し、図1に示すような55mm×10mm×2.5mm寸法(45°Vノッチ,深さ2mm)の試験片(n=3)に加工した。計装化シャルピー衝撃試験の結果(荷重-変位曲線)から、各供試材の吸収エネルギー(J)、シャルピー値(J/cm2)、下り傾き値(N/mm/mm2)を算出した。
L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLが16.0J/cm2以上であった供試材を耐衝撃性評価良好(〇)とし、16.0J/cm2未満であった供試材を耐衝撃性評価不良(×)とした。
L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLとLT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLTとの比であるSL/SLTが1.4未満であった供試材を耐衝撃性に関する異方性評価良好(〇)とし、1.4以上であった供試材を耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)とした。評価結果を表2に示す。
[Evaluation of impact resistance by instrumented Charpy impact test]
The evaluation of the impact resistance properties of each of the obtained test materials was performed based on the absorbed energy, Charpy impact value, and downward slope value in an instrumented Charpy impact test.
Specifically, from the obtained test material, as a test piece for an instrumented Charpy impact test, a sample with the 0 ° direction (L direction) / 90 ° direction (LT direction) with respect to the rolling direction as the longitudinal direction was collected and processed into test pieces (n=3) of dimensions 55 mm×10 mm×2.5 mm (45° V notch,
A test piece with a Charpy value SL of 16.0 J/cm 2 or more in the L direction as the longitudinal direction was evaluated as good (○) for impact resistance evaluation, and a test piece with a Charpy value SL of less than 16.0 J/cm 2 The test material was evaluated as poor impact resistance (×).
A test material in which the ratio of the Charpy value S L of the test piece with the L direction as the longitudinal direction to the Charpy value S LT of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is less than 1.4 . was given as good anisotropic evaluation (○) for impact resistance, and test materials with 1.4 or more were given poor anisotropic evaluation (x) for impact resistance. Table 2 shows the evaluation results.
〔平均結晶粒径の測定〕
得られた各供試材について、RD-ST面を研磨し、日本電子製走査電子顕微鏡(JSM-6490A)に装入し、結晶方位解析装置を用いて500μm×500μmの範囲を測定した。得られた解析結果を、TSL製OIM ANALYSISによって解析し、結晶粒径のエリア平均を平均結晶粒径とした。評価結果を、表2に示す。
[Measurement of average grain size]
The RD-ST surface of each test material obtained was polished, placed in a scanning electron microscope manufactured by JEOL (JSM-6490A), and a range of 500 μm×500 μm was measured using a crystal orientation analyzer. The obtained analysis results were analyzed by OIM ANALYSIS manufactured by TSL, and the area average of the crystal grain size was defined as the average crystal grain size. Table 2 shows the evaluation results.
〔各供試材の特性評価〕
供試材の特性評価結果を示す表2における実施例1~9,11~15は、本発明の組成範囲内であり、供試材のL方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSL、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLT、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SL、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLとLT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLTとの比であるSL/SLTとも全て、基準値を満たしていた。
具体的には、供試材のL方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSL:350MPa以上、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLT:350MPa以上、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SL:16.0J/cm2以上、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLとLT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLTとの比であるSL/SLT:1.4未満の基準値を満たしていた。すなわち、実施例1~9,11~15は、強度評価良好(〇)、耐衝撃性評価良好(〇)、耐衝撃性に関する異方性評価良好(〇)であった。
[Evaluation of characteristics of each test material]
Examples 1 to 9 and 11 to 15 in Table 2 showing the characteristics evaluation results of the test material are within the composition range of the present invention, and the tensile strength UTS L of the test piece with the L direction of the test material as the longitudinal direction , the tensile strength UTS LT of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction, the Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction, the Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction and the LT direction as the longitudinal direction All of S L /S LT , which is the ratio of the Charpy value S LT of the test piece in the direction, also satisfied the reference value.
Specifically, the tensile strength UTS L of the test piece whose longitudinal direction is the L direction of the test material: 350 MPa or more, the tensile strength UTS LT of the test piece whose longitudinal direction is the LT direction: 350 MPa or more, and the L direction is the longitudinal direction Charpy value S L of the test piece with: 16.0 J / cm 2 or more, the ratio of the Charpy value S L of the test piece with the L direction as the longitudinal direction and the Charpy value S LT of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction S L /S LT : met the reference value of less than 1.4. That is, in Examples 1 to 9 and 11 to 15, the evaluation of strength was good (◯), the evaluation of impact resistance was good (◯), and the anisotropic evaluation of impact resistance was good (◯).
供試材の特性評価結果を示す表2における比較例1~11は、本発明の組成範囲外であり、供試材のL方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSL、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLT、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SL、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLとLT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLTとの比であるSL/SLTのうち、少なくとも一つについて、基準値を満たしていなかった。
比較例1は、Si含有量が低すぎたため、強度評価不良(×)であった。比較例2は、Si含有量が高すぎたため、耐衝撃性評価不良(×)、耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)であった。
比較例3は、Fe含有量が高すぎたため、強度評価不良(×)であった。
比較例4は、Cu含有量が低すぎたため、強度評価不良(×)であった。比較例5は、Cu含有量が高すぎたため、耐衝撃性評価不良(×)であった。
比較例6は、Mg含有量が低すぎたため、強度評価不良(×)であった。比較例7は、Mg含有量が高すぎたため、耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)であった。
比較例8は、Mn含有量が低すぎたため、耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)であった。比較例9は、Mn含有量が高すぎたため、強度評価不良(×)であった。
比較例10は、Cr含有量が低すぎたため、耐衝撃性評価不良(×)、耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)であった。比較例11は、Cr含有量が高すぎたため、強度評価不良(×)、耐衝撃性に関する異方性評価不良(×)であった。
Comparative Examples 1 to 11 in Table 2 showing the characteristics evaluation results of the test materials are outside the composition range of the present invention, and the tensile strength UTS L of the test piece with the L direction of the test material as the longitudinal direction, and the LT direction Tensile strength UTS LT of the test piece with the longitudinal direction, Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction, Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction and test with the LT direction as the longitudinal direction At least one of S L /S LT , which is the ratio of the Charpy value S LT of the piece, did not satisfy the standard value.
In Comparative Example 1, the strength evaluation was poor (x) because the Si content was too low. In Comparative Example 2, since the Si content was too high, the evaluation of impact resistance was poor (x), and the anisotropic evaluation of impact resistance was poor (x).
In Comparative Example 3, the strength evaluation was poor (x) because the Fe content was too high.
Comparative Example 4 had a poor strength evaluation (x) because the Cu content was too low. In Comparative Example 5, the impact resistance evaluation was poor (x) because the Cu content was too high.
Comparative Example 6 had a poor strength evaluation (x) because the Mg content was too low. In Comparative Example 7, the Mg content was too high, so the anisotropic evaluation of impact resistance was poor (×).
In Comparative Example 8, the Mn content was too low, so the anisotropic evaluation of impact resistance was poor (×). Comparative Example 9 had a poor strength evaluation (x) because the Mn content was too high.
In Comparative Example 10, since the Cr content was too low, the evaluation of impact resistance was poor (x) and the anisotropic evaluation of impact resistance was poor (x). In Comparative Example 11, since the Cr content was too high, the evaluation of strength was poor (x) and the anisotropic evaluation of impact resistance was poor (x).
以上のことから、前記特定の成分組成を有し、且つL方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSL:350MPa以上、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLT:350MPa以上、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SL:16.0J/cm2以上、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLとLT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値SLTとの比であるSL/SLT:1.4未満なる値を呈するものが、溶体化・時効処理後に高強度で耐衝撃性に優れるとともに耐衝撃性に関する異方性が抑制される、Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板であることが判る。 From the above, the tensile strength UTS L of the test piece having the specific composition and having the L direction as the longitudinal direction: 350 MPa or more, and the tensile strength UTS LT of the test piece having the LT direction as the longitudinal direction: 350 MPa or more , the Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction: 16.0 J / cm 2 or more, the Charpy value SL of the test piece with the L direction as the longitudinal direction and the Charpy value of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction S L /S LT , which is the ratio to the value S LT : less than 1.4. It can be seen that it is an Al--Mg--Si based aluminum alloy cold-rolled sheet.
Claims (8)
L方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLTと定義し、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLTと定義すると、前記アルミニウム合金冷延板に550℃×5分間の溶体化処理を施した後に、24、48、又は72時間の自然時効を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満であることを特徴とするAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板。 Si: 0.50 to 0.90 mass%, Fe: 0.10 mass% to less than 0.70 mass%, Cu: 0.10 to 0.90 mass%, Mg: 0.80 to 1.7 mass% , Mn: 0.10 to 1.3% by mass, Cr: 0.20 to 0.60% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass, and the balance consists of Al and unavoidable impurities, Si / Mg An aluminum alloy cold-rolled sheet having a composition in which the ratio is in the range of 0.4 to 0.9,
The tensile strength of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as UTS L , the tensile strength of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as UTS LT , and the Charpy value of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is S L is defined, and the Charpy value of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as S LT . Alternatively, the metal structure is a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, and the UTS L is 350 MPa or more, measured after natural aging for 72 hours and further artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours. A cold-rolled Al—Mg—Si-based aluminum alloy characterized by having a UTS LT of 350 MPa or more, an S L of 16.0 J/cm 2 or more, and a S L /S LT ratio of less than 1.4. board.
L方向を長手方向とする試験片の引張り強度をUTSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片の引張り強度UTSLTと定義し、L方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLと定義し、LT方向を長手方向とする試験片のシャルピー値をSLTと定義すると、前記アルミニウム合金冷延板に550℃×5分間の溶体化処理を施した後に、24、48、又は72時間の自然時効を施し、さらに175℃×14時間の人工時効処理を施した後に測定した、金属組織が平均結晶粒径20μm未満の再結晶組織であり、UTSLが350MPa以上であってUTSLTが350MPa以上であり、SLが16.0J/cm2以上であり、SL/SLTの比が1.4未満であることを特徴とする成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板。 Si: 0.50 to 0.90 mass%, Fe: 0.10 mass% to less than 0.70 mass%, Cu: 0.10 to 0.90 mass%, Mg: 0.80 to 1.7 mass% , Mn: 0.10 to 1.3% by mass, Cr: 0.20 to 0.60% by mass, Ti: 0.005 to 0.10% by mass, and the balance consists of Al and unavoidable impurities, Si / Mg An aluminum alloy cold-rolled sheet having a composition in which the ratio is in the range of 0.4 to 0.9,
The tensile strength of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is defined as UTS L , the tensile strength of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as UTS LT , and the Charpy value of the test piece with the L direction as the longitudinal direction is S L is defined, and the Charpy value of the test piece with the LT direction as the longitudinal direction is defined as S LT . Alternatively, the metal structure is a recrystallized structure with an average grain size of less than 20 μm, and the UTS L is 350 MPa or more, measured after natural aging for 72 hours and further artificial aging treatment at 175 ° C. for 14 hours. An Al-Mg-Si-based aluminum alloy for molding, characterized by having a UTS LT of 350 MPa or more, an S L of 16.0 J/cm 2 or more, and a S L /S LT ratio of less than 1.4. Cold-rolled sheet.
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50~95%の冷間圧延を施すことを特徴とするAl-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法。 A method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein a molten aluminum alloy having the chemical composition according to claim 1 is cast by a thin slab continuous casting machine. is used to continuously cast into a slab with a thickness of 3 to 15 mm,
The slab is wound directly into a coil without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, and then cold rolled at a final cold rolling rate of 50 to 95% without performing intermediate annealing. - A method for producing a Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet.
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50~95%の冷間圧延を施すことを特徴とする成形用Al-Mg-Si系アルミニウム合金冷延板の製造方法。 A method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for forming according to any one of claims 4 to 6, wherein a molten aluminum alloy having the chemical composition according to claim 4 is continuously formed into thin slabs. Using a casting machine, continuously cast into a slab with a thickness of 3 to 15 mm,
Forming characterized in that the slab is directly wound into a coil without being subjected to homogenization treatment and hot rolling, and then subjected to cold rolling at a final cold rolling rate of 50 to 95% without performing intermediate annealing. A method for producing an Al-Mg-Si-based aluminum alloy cold-rolled sheet for
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