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WO2005056859A1 - ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl-Mg-Si合金板の製造方法 - Google Patents

ベークハード性およびヘム加工性に優れたAl-Mg-Si合金板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2005056859A1
WO2005056859A1 PCT/JP2004/018581 JP2004018581W WO2005056859A1 WO 2005056859 A1 WO2005056859 A1 WO 2005056859A1 JP 2004018581 W JP2004018581 W JP 2004018581W WO 2005056859 A1 WO2005056859 A1 WO 2005056859A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
treatment
temperature
cooling
less
cooling rate
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/018581
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Pizhi Zhao
Toshiya Anami
Takayuki Kobayashi
Ichiro Okamoto
Original Assignee
Nippon Light Metal Company, Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Light Metal Company, Ltd. filed Critical Nippon Light Metal Company, Ltd.
Priority to EP04806942A priority Critical patent/EP1702995A1/en
Priority to US10/582,272 priority patent/US20070209739A1/en
Priority to JP2005516219A priority patent/JP4577218B2/ja
Priority to CA002548788A priority patent/CA2548788A1/en
Publication of WO2005056859A1 publication Critical patent/WO2005056859A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0605—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two belts, e.g. Hazelett-process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon

Definitions

  • a thin slab is produced by continuous formation of an A-Mg--Si alloy, and after homogenization, cold rolling is performed, and if necessary, solution treatment is performed by a continuous annealing furnace.
  • the present invention relates to a method of manufacturing an alloy sheet having high hemmability and high age hardenability, as well as Al-Mg_Si alloy sheet. According to the method, a rolled sheet of an Al_Mg—Si alloy suitable for forming for use in bending, pressing, etc. of automobile parts, home appliances, etc. can be manufactured inexpensively as compared with the prior art.
  • a ⁇ Mg-Si based alloys have the property of becoming high in strength when heat is applied in a process such as post-forming coating, and therefore they are suitably used for automobile panels and the like. Furthermore, in order to reduce the cost by improving productivity, it has been proposed to manufacture this plate by continuous rolling and rolling.
  • Si 0.4-2.5%
  • Mg 0.1-1.2%
  • Cu 1.5% or less
  • Zn 2.5% or less
  • Cr 0.3% or less
  • Mn An aluminum alloy melt containing one or more of 0.6% or less and Zr: 0.3% or less is continuously formed on a plate having a thickness of 3 15 mm and then subjected to cold rolling and then solution treatment '
  • the aluminum alloy sheet for forming and processing characterized by having a maximum size force of 3 ⁇ 4 ⁇ m or less of the intermetallic compound in the matrix obtained by quenching is disclosed, and a method for producing the same.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-110232 contains Si: 0.2-3.0% and Mg: 0.2- 3.0% as essential elements,
  • a Mg-Si based alloy sheet is disclosed.
  • Si 0.1—2.0%, Mg: 0.1—2.0%, Fe: 0.1—1.5% or less.
  • Cu 2% or less, Cr: 0.3% or less, Mn: 1.0% or less, Zr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.03% or less, Zn: 1.5% or less, Ag: 0.2% or less
  • An A ⁇ Mg-Si alloy sheet has been proposed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-207851
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-110232
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-262264
  • An alloy sheet used as an outer panel, such as a body sheet for an automobile, is required to have excellent workability and beta hardness. Therefore, there is a demand for an A-Mg_Si-based alloy sheet which is excellent in bendability and age-hardened by heating.
  • plates manufactured by force continuous rolling and rolling have the disadvantage that they are inferior in hemmability, and furthermore, beta hardness after coating is not sufficient.
  • the object of the present invention is to suppress the GP zone which precipitates at the time of natural aging when left at room temperature, to rapidly deposit a strengthening phase at the time of coating-baking heating, to obtain high bake hardening, and at the same time, to be flexible. It is an object of the present invention to provide a forming A ⁇ Mg — Si alloy sheet at low cost.
  • a thin slab of A-Mg-Si alloy is continuously formed by a double belt forming machine, and the formed thin slab is directly wound, subjected to homogenization treatment under appropriate conditions, and cold rolled. Thereafter, by combining the solution treatment and the like in the continuous annealing furnace as necessary, the compound can be divided to improve the hemmability and at the same time greatly shorten the process. Furthermore, by suppressing microsegregation by homogenization treatment and increasing the cooling rate after homogenization treatment, precipitation of Mg Si during cooling is suppressed, and beta hardness after final annealing, hemmability
  • the present invention for solving the above problems is an aluminum alloy sheet characterized in that after a thin slab is taken up, it is subjected to homogenization treatment, cold rolling and then solution treatment. It relates to the manufacturing method of Specifically, as described in claim 1, Mg: 0.30 to 1.00 wt%, Si: 0.30 to 1.20 wt%, Fe: 0.05 to 0.50 wt%, Mn: 0.05 to 0.50 wt%, and ⁇ : 0.005- An alloy melt containing at least 0.10 wt%, or at least one of Cu: 0.05-0.70 wt%, Zr: 0.05-0.40 wt%, and the balance A1 and unavoidable impurities, is formed into a slab by the double belt structure method.
  • the method is a method for producing an aluminum alloy sheet excellent in beta hardness and hemmability, characterized by cold rolling after cooling to at least 250 ° C. or less, and then solution treatment. Described invention).
  • the homogenization treatment is performed by raising the temperature to 520-580 ° C. at a heating rate of 30 ° C./h or more by a batch furnace, and holding the temperature for 2 to 24 hours. Is desirable (the invention according to claim 2).
  • the solution treatment is preferably performed by heating to 530 to 560 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./s or more by a continuous annealing furnace, and holding for 30 seconds or less (the invention according to claim 3) .
  • cooling to room temperature is performed at a rate of 10 ° C./s or more, and thereafter, the continuous annealing furnace is used to carry out 260-300 ° C. You may perform the restoration process hold
  • water cooling is performed to 250 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and thereafter, it is performed by air. It may be cooled to 60-100 ° C. at a cooling rate of 100 ° C./s, coiled up, and subjected to a pre-aging treatment of cooling to room temperature (the invention according to claim 5).
  • the solution is cooled to room temperature at a rate of 10 ° C./s or more, and thereafter, at 260 300 ° C. in a continuous annealing furnace. It may be subjected to a reversion treatment to be held for less than 30 seconds, cooled to 60 ° C. to 100 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./s or more, subjected to core aging, and subjected to pre-aging treatment to be cooled to room temperature. Described invention). Effect of the invention
  • an aluminum alloy sheet of the present invention beta hardness and heme are obtained.
  • An aluminum alloy sheet excellent in workability can be obtained.
  • an aluminum alloy sheet can be obtained at a low cost which is extremely short in process.
  • the present invention relates to a method for producing a rolled sheet of an Al-Mg_Si alloy, and a thin slab is fabricated by a double belt structure method, and then directly wound into a coil and subjected to a homogenization treatment After that, it is characterized by cold rolling and further solution treatment.
  • a molten alloy having the above-described composition is formed into a slab having a thickness of 5 to 15 mm at a cooling rate of 40 to 150 ° C./s at a 1/4 thickness of slab by a double belt structure method. After coiling, apply homogenization treatment and cool to at least 250 ° C or less at a cooling rate of 500 ° C / hr or more, and then perform cold rolling and then solution treatment.
  • the double belt construction method is a method in which molten metal is poured between rotating belts which are vertically opposed and water cooled, and the molten metal is solidified by cooling from the belt surface to form a thin slab.
  • a 5 to 15 mm thick slab is fabricated by the double belt construction method. If the slab thickness exceeds 15 mm, it will be difficult to coil the thin slab into a coil, and if the slab thickness is less than 5 mm, productivity will decrease and it will be difficult to form the thin slab. .
  • the cooling rate is less than 40 ° C./s, the microstructure formed at the time of solidification in the slab core becomes rough and causes heme processability to decrease, and if the cooling rate force exceeds Sl 50 ° C./s, A ⁇ Fe — Si crystals Product, AHFe'Mn) -Si crystallizing force Size of less than ⁇ m, coarser recrystallized grain size of more than 30 ⁇ m.
  • the coil After removing a thin slab, the coil is subjected to homogenization treatment under appropriate conditions to adversely affect the heme processability.
  • A-Fe-Si crystallized product, AHFe'Mn) -Si crystal The product can be fragmented to improve hemmability. Furthermore, it is possible to obtain a thin slab in a state in which the relatively fine Mg Si crystallized product remaining in the textured structure is completely dissolved in the matrix,
  • the effect of the solution treatment after the cold rolling process can be improved.
  • Cooling after the homogenization treatment is cooled to at least 250 ° C. or less at a rate of 500 ° C./hr or more The reason is that the precipitation of relatively coarse Mg Si is suppressed as much as possible, and these Mg and Si are supersaturated.
  • the coil is inserted into a batch furnace and heated to 520-580 ° C. at a heating rate of 30 ° C./h or more, and maintained at that temperature for 2 to 24 hours Apply homogenization, then remove the coil from the batch furnace and force air cooling to room temperature at a cooling rate of 500 ° C / hr or more.
  • the cooling can be performed by, for example, a fan while loosening the coil.
  • the reason for limiting the temperature rising rate up to the homogenization temperature to 30 ° C./h or more in the homogenization treatment after thin slab thinning is the predetermined temperature rise rate less than 30 ° C./h. Because it takes more than 16 hours to reach the homogenization temperature, the cost is high.
  • a ⁇ Fe_Si crystallized product, AHFe 'Mn) -Si crystallized product is not sufficiently divided, and it is not enough to solidify Mg Si crystallized at the time of forming into the matrix. Temperature exceeding 580 ° C. In the case of
  • the reason why the homogenization treatment time is in the range of 2 to 24 hours is that in the case of the treatment time of less than 2 hours, A ⁇ Fe-Si crystallized material, Al- (Fe ′ Mn) _Si crystallized material Is not sufficiently divided, and it is not sufficient to cause Mg Si crystallized at the time of structuring to form a solid solution in the matrix.
  • the coil is further cold-rolled and subjected to solution treatment.
  • the solution treatment is preferably carried out usually in a continuous annealing furnace (CAL).
  • a continuous annealing furnace is a facility for continuously solutionizing a coil, and includes an induction heating device for heat treatment, a water tank for water cooling, and an alpha nozzle for air cooling, etc. It is characterized by being equipped with
  • the solution treatment it is preferable to heat to 530 560 ° C. at a temperature rising rate of 10 ° C./s or more in a continuous annealing furnace, and hold for 30 seconds or less.
  • the heating rate up to the solution treatment temperature is limited to 10 ° C./s or more.
  • the reason for the heating rate less than 10 ° C./s is that the coil feed rate is extremely high. It's too late, As a result, the processing time becomes long and the cost becomes high.
  • the reason for setting the solution treatment temperature in the range of 530-560 ° C. is that if the temperature is less than 530 ° C., Mg Si precipitated during crystallization or during cooling after homogenization treatment is solidified in the matrix Dissolve
  • the low melting point metal melts and causes burring.
  • the reason for limiting the solution treatment time to 30 seconds or less is that, in the case of the treatment time exceeding 30 seconds, Mg Si precipitated during crystallization or cooling after homogenization treatment is sufficiently present in the matrix
  • cooling to room temperature is performed at a rate of 10 ° C./s or more.
  • the reason for setting the cooling rate after solution treatment to 10 ° C / s or more is that if the cooling rate is less than 10 ° C / s, Si precipitates at grain boundaries during the cooling step, resulting in hem processability. It is for degrading.
  • the thin slab After subjecting the thin slab to the above-mentioned homogenization treatment, it is further cold-rolled, solution treated, cooled to room temperature at a rate of 10 ° C./s or more, and the coil is left at room temperature After holding for 30 seconds at 260 to 300 ° C. in a continuous annealing furnace, cooling may be performed at 10 ° C./s to room temperature.
  • the solution treatment and reconstitution treatment is preferably carried out usually in a continuous annealing furnace (CAL).
  • a continuous annealing furnace (CAL) is a facility for continuously solutionizing the coils, and includes an induction heating device for heat treatment, a water tank for water cooling, an air nozzle for air cooling, and the like. It is characterized by By this restoration treatment, it is possible to re-dissolve the GP zone which is naturally aged and precipitated in the room temperature after solution treatment, and to obtain sufficient strength after coating and baking.
  • restoration treatment is performed at 260 ° C. 300 ° C.
  • the restoration temperature is less than 260 ° C., sufficient beta hardness can not be obtained, and when it exceeds 300 ° C., heme processability is deteriorated.
  • the reason for limiting the holding time to the reversion temperature to 30 seconds or less is that if the treatment time is longer than 30 seconds, the GP zone in which natural aging and precipitation occur due to shrinkage at room temperature after solution treatment is sufficient. In addition to being able to form a solid solution, the feed rate of the coil becomes too slow, resulting in an increase in processing time and cost.
  • the thin slab After the thin slab is subjected to the above-mentioned homogenization treatment, it is further cold-rolled and subjected to solution treatment in a continuous annealing furnace to obtain a cooling rate of 10 ° C / s or more (first cooling rate Water cooling to below 250 ° C, then cooling with air at a cooling rate of 120 ° C / s (second cooling rate) to 60-100 ° C, coiling up, and cooling to room temperature. You can also.
  • This solution treatment and the subsequent cooling are generally preferably carried out in a continuous annealing furnace (CAL).
  • CAL continuous annealing furnace
  • heat treatment pre-aging
  • pre-aging could be carried out to uniformly form nuclei for precipitation in the matrix, and sufficient strength could be obtained after coating and baking.
  • the solution treatment and the subsequent cooling, recovery treatment and subsequent cooling are preferably carried out usually in a continuous annealing furnace (CAL).
  • CAL continuous annealing furnace
  • heat treatment is carried out to form nuclei for precipitation of soot during cooling after recovery processing if GP zones that can undergo natural aging precipitation when allowed to stand at room temperature after solution treatment can be dissolved again.
  • Pre-aging can be performed, and the resistance to coating after baking can be further improved.
  • the essential element Mg is in solid solution in the matrix after solution treatment, and it precipitates as a strengthening phase together with Si during coating baking and heating to improve strength.
  • the addition amount thereof is limited to Mg: 0.30 to 1.00 wt% because the effect is small at less than 0.30 wt% because the heme processability after solution treatment is reduced if it exceeds 1.00 wt%.
  • a further preferable range of the Mg content is 0.30 to 0.70 wt%.
  • Si which is an essential element, is an intermediate between Mg and Si, which is referred to as ⁇ together with Mg when baking paint and baking.
  • the content is limited to Si: 0.30 to 1.20 wt% because the effect is small at less than 0.30 wt% and the hemmability after solution treatment is reduced if it exceeds 1.20 wt%. More desirable range of Si content The range is 0.60 to 1.20 wt%.
  • Fe which is an essential element, generates many A-Fe-Si crystals and AHFe 'Mn) _Si crystals having a size of 5 ⁇ m or less at the time of microstructure.
  • the Fe content is less than 0.05 wt%, the effect is not remarkable.
  • it exceeds 0.50 wt% coarse A ⁇ Fe_Si crystallized product and A ⁇ (Fe ⁇ Mn) -Si crystallized product are formed at the time of forming, and the heme processability is lowered. Lower the beta hardness of the final board. Therefore, the preferable range of Fe content is 0.05 to 0.50 wt%.
  • a further preferable range of Fe content is 0.05 to 0.30 wt%.
  • Mn which is an essential element, is added as an element to refine recrystallized grains.
  • the size of recrystallized grains By controlling the size of recrystallized grains to a relatively small size of 10 25 am, it becomes a plate with excellent formability. If the Mn content is less than 0.05 wt%, the effect is sufficient, and if it exceeds 0.50 wt%, coarse A Mn Mn crystallized product, A 1-(Fe ⁇ Mn)-Si crystallized product is formed during slab fabrication and heme
  • the beta hardness of the final plate is reduced because the amount of solid solution of Si in the thin slab, which is reduced only by the decrease in formability, is reduced. Therefore, the preferred range of the Mn content is 0.05-
  • a further preferable range of the Mn content is 0.05 to 0.30 wt%.
  • the preferred range of Ti content is
  • a further preferable range of the Ti content is 0.005 0.05 wt%.
  • Cu which is an optional element, is an element that promotes age hardening and enhances beta hardness. If the Cu content is less than 0.05 wt%, the effect is small. If the Cu content exceeds 0.70 wt%, the strength of the plate after pre-aging treatment is increased, and the hemmability is not only degraded, but the corrosion resistance is significantly reduced. become. Therefore, the preferable range of the Cu content is 0.05 0.70 wt%. A further preferred range of the Cu content is 0.10 0.60 wt%.
  • Zr which is an optional element, is added as an element to refine recrystallized grains.
  • Zr content is If the amount is less than 0.05 wt%, the effect is sufficient, but if the amount is more than 0.40 wt%, coarse A ⁇ Zr crystallites are formed at the time of slab fabrication, and the heme processability is reduced. Therefore, the preferable range of the Zr content is 0.05 to 0.40 wt%. A further preferable range of the Zr content is 0.05 to 0.30 wt%.
  • the samples after the cold rolling step are not coils but all cut plates. Therefore, in order to simulate the continuous annealing process of the coil by the continuous annealing furnace (CAL), solution treatment and water quenching or 85 ° C. hot water quenching of the sample in a salt bath were adopted.
  • CAL continuous annealing furnace
  • a slab having a thickness of 7 mm was produced by a double belt construction method.
  • the cooling rate of 75 ° C./sec was calculated by measuring DAS (Dendrite Arm Spacing) by cross method from the microstructure observation at a slab thickness of 1/4.
  • the slab was subjected to a predetermined homogenization treatment, cooled to room temperature at a predetermined cooling rate, and cold-rolled into a 1 mm thick plate.
  • this cold rolled sheet is subjected to solution treatment in a salt bath, 1) hardened by 85 ° C hot water, and immediately inserted into an annealing machine of a predetermined atmosphere temperature and heat treated under a predetermined condition, or 2) After water quenching and leaving at room temperature for 24 hours, heat treatment was performed under predetermined conditions. Furthermore, in order to simulate the car painting process, it was kept at room temperature for 1 week after heat treatment, 0.2% caustic resistance was measured, and 0.2% caustic resistance was also treated with beta treatment of 180 ° CX for 30 minutes. Was measured.
  • the difference in proof stress between before and after beta treatment was regarded as beta-hardening, and those exceeding 80 MPa were judged to be excellent in beta-hardening.
  • the plate before beta treatment is given a 5% pre-strain to simulate hemming, and after bending in a U-shape with a jig of r: 0.5 mm, a 1 mm thick sheet Then, insert a 180 ° bend. Those with no cracking were marked ⁇ , those with cracking X.
  • Table 2-6 Detailed production process and evaluation results are shown in Table 2-6.
  • Cloth 1 base composition (t (t% )
  • Table 2 shows the results when the homogenization treatment conditions and the cooling rate after the homogenization treatment were changed.
  • the slab after homogenization treatment is cold rolled to a plate thickness of 1 mm, and this cold rolled plate is solution-treated by holding it at a predetermined temperature for 15 seconds in a salt bath and then quenched by 85 ° C hot water, immediately at 85 ° C. It was inserted into the burner at ambient temperature and pre-aged for 8 hours.
  • Those falling within the condition range of the present invention (1_7) have excellent beta hardness and heme processability. Without homogenization, both beta-hard and heme processability are poor (8, 10). In addition, if the cooling rate after homogenization is slow, beta hardness is poor (9).
  • Table 3 shows the results of changing the temperature / time of the homogenization treatment.
  • the homogenized slab is cold rolled to a thickness of 1 mm, and this cold rolled sheet is placed in a salt bath at a specified temperature for 15 seconds.
  • hot water hardening was carried out at 85 ° C., and immediately inserted into an 85 ° C. atmosphere temperature burner to carry out pre-aging for 8 hours.
  • Those falling within the condition range of the present invention (11- 14) have excellent beta hardness and heme processability.
  • both beta hardness and hemmability are inferior.
  • Table 4 shows the results when the homogenization treatment conditions and the restoration treatment conditions are changed.
  • the slab after homogenization treatment is cold rolled to a plate thickness of 1 mm, and this cold-rolled plate is specified by a salt bath. After solution treatment at temperature for 15 seconds, it was water-quenched, allowed to stand at room temperature for 24 hours, and held at predetermined temperature for 15 seconds to perform restoration treatment.
  • Those falling within the condition range of the present invention (17-20) have excellent beta hardness and heme processability. If the restoration temperature (reheating temperature) is low (21), beta hardness is poor. Hem processability is poor if the recovery treatment temperature (reheating temperature) is too high (22). Furthermore, even if the conditions for restoration fall within the scope of the invention, the hemmability is inferior when the homogenization temperature is low (23) or when the holding time is short (24). If the cooling rate after homogenization is slow, beta hardness is poor (25).
  • Table 5 shows the results when the homogenization treatment conditions and the cooling pattern after solution treatment were changed. It is the result.
  • the cooling rate after the solution treatment is divided into two stages, and the cooling rate from the solution treatment temperature to the intermediate temperature is defined as the first cooling rate, and the cooling rate from the intermediate temperature to the coil-up temperature is the second cooling rate. It was defined as speed.
  • the slab is cold-rolled to a thickness of 1 mm, and this cold-rolled sheet is subjected to solution treatment held at a predetermined temperature for 15 seconds in a salt bath and then cooled to an intermediate temperature at a first cooling rate. Then, it was cooled to the coil-up temperature at the second cooling rate and then cooled to room temperature at 5 ° C./hr.
  • Those falling within the condition range of the present invention have excellent beta hardness and heme processability.
  • the first cooling rate after solution treatment is slow (29), the second cooling rate is slow (31), or the intermediate temperature is too high (30), the hemmability is poor.
  • the coil up temperature is too low (32), beta hardness is poor.
  • the homogenization temperature is too low (34), or if the holding time is too short (35), hemmability is poor.
  • beta-hardness decreases (36).
  • twin belts 7 30 560 5 1500 1 side 550 100 200 20 20 110 1/210 101 o invention 27 B double belt side 50 560 6 2000 1 mm 550 100 200 20 70 105/207 102 o
  • Table 6 shows the results when the reconstitution temperature (reheating temperature) after the solution treatment and the coil up temperature were changed.
  • the homogenized slab is cold-rolled to a thickness of 1 mm, and this cold-rolled plate is subjected to solution treatment with a hold at a predetermined temperature for 15 seconds in a salt bath, then water hardening and left at room temperature for 24 hours. Thereafter, the film was held at a predetermined temperature (reheating temperature) for 15 seconds, cooled to a predetermined coil-up temperature at 10 ° C./s 2, and further cooled to room temperature at 10 ° C./hr.
  • Those that fall within the condition range of the present invention (37- 40) have excellent beta hardness and hemmability.
  • Equalization treatment 550 ° C 6h
  • Cooling rate after homogenization treatment 1000 ° C / h Industrial applicability

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Abstract

【課題】　工程を極めて短かくすることにより低コストでベークハード性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法を得る。 【解決手段】　Mg:0.30～1.00wt％、Si:0.30～1.20 wt％、Fe:0.05～0.50 wt％、Mn:0.05～0.50 wt％およびTi:0.005～0.10 wt％を含有し、あるいは更にCu:0.05～0.70 wt％、Zr:0.05～0.40wt％の一種以上を含有し、残部Alおよび不可避的不純物からなる合金溶湯を、双ベルト鋳造法によって、スラブ厚み1/4における冷却速度40～150°C/sで、厚み5～15ｍｍのスラブを鋳造し、コイルを巻き取った後、均質化処理を施して500°C/hr以上の冷却速度で少なくとも250°C以下まで冷却した後、冷間圧延を行い、その後溶体化処理する。

Description

明 細 書
ベータハード性およびヘム加工性に優れた Al-Mg-Si合金板の製造方法 技術分野
[0001] 本発明は、 Aト Mg_Si系合金の連続铸造により薄スラブを铸造し、均質化処理を施 した後、冷間圧延を行い、必要に応じて連続焼鈍炉による溶体化処理を施すことに より、ヘム加工性に富むと同時に時効硬化性の高レ、 Al-Mg_Si系合金板を得る製造 方法に関するものである。当該方法によれば、自動車部品、家電製品等の曲げ成形 、プレス成形等に用いる成形用に好適な Al_Mg-Si系合金の圧延板を、従来技術に 比べて廉価に製造することができる。
背景技術
[0002] A卜 Mg-Si系合金は、成形後塗装などの工程で熱を加えると、強度が高くなる性質を 有しているので、 自動車パネル等に好適に用いられる。さらに、生産性の向上による コストダウンを図るため、この板を連続铸造圧延で製作することが提案されている。
[0003] 例えば、特開昭 62- 207851には、 Si:0.4— 2.5%、 Mg:0.1— 1.2%、且つ Cu: 1.5%以 下、 Zn:2.5%以下、 Cr:0.3%以下、 Mn:0.6%以下、 Zr:0.3%以下のうちから 1種また 2 種以上を含有するアルミニウム合金溶湯を板厚 3 15mmの板に連続铸造し、その 後、冷間圧延を施した後、溶体化処理'焼き入れすることによって得られる、マトリック ス中の金属間化合物の最大サイズ力 ¾ μ m以下であることを特徴とする成形加工用 アルミニウム合金板およびその製造方法が開示されている。
[0004] 特開平 10- 110232には、必須元素として Si:0.2— 3.0%、 Mg:0.2— 3.0%を含み、
Μη:0·01 0.5%、 CnO.Ol 0.5%、 ΖπΟ.01 0.5%、 Ti:0.001 0.5%の 1種もしくは 2 種以上を含み、さらに、 Cu:0 2.5%、 Sn:0— 0.2%、 Zn:0— 2.0%の 1種もしくは 2種以 上を含み、 Feを 1.0%以下に規制し、残部が A1と不可避的不純物からなる A1合金の直 接铸造圧延板を、さらに冷間圧延した板であって、その板の金属組織の最大結晶粒 径が 100 μ m以下であり、かつ、表層部の連続した Mg Si化合物の最大長さが 50 μ m 以下であることを特徴とする A卜 Mg-Si系合金板が開示されている。
[0005] また特開 2001-262264には、 Si:0.1— 2.0%、 Mg:0.1— 2.0%、 Fe:0.1— 1.5%あるい は更に Cu:2%以下、 Cr:0.3%以下、 Mn:1.0%以下、 Zr:0.3%以下、 V:0.3%以下、 Ti:0.03%以下、 Zn:1.5%以下、 Ag:0.2%以下のうちから 1種以上を含有するアルミ二 ゥム合金で、金属間化合物の最大サイズが 5 μ ΐη以下、最大アスペクト比力 以下、 且つ平均結晶粒径 30 μ m以下で、靭性および曲げ性に優れた A卜 Mg-Si系合金板が 提案されている。
特許文献 1 :特開昭 62- 207851号公報
特許文献 2 :特開平 10- 110232号公報
特許文献 3：特開 2001 - 262264号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] 自動車用ボディシートなどアウターパネルとして使用される合金板には、優れたへ ム加工性及びベータハード性が要求される。そのため、曲げ性に優れ、かつ加熱に より時効硬化する Aト Mg_Si系合金板が求められている。ところ力 連続錡造圧延によ つて製造された板は、ヘム加工性に劣り、しかも塗装後のベータハード性が十分では ないという欠点があった。
[0007] 本発明の課題は、室温放置による自然時効時に析出する G.Pゾーンを抑制し、塗 装-焼付け加熱時に速やかに強化相が析出して高い焼付け硬化が得られ、同時に 曲げ性に富む、成形用 A卜 Mg_Si系合金板を、低コストで得ることである。
課題を解決するための手段
[0008] 双ベルト铸造機により A卜 Mg-Si系合金の薄スラブを連続铸造し、铸造された薄スラ ブを直接巻き取り、これに適切な条件下で均質化処理を施し、冷間圧延後、必要に 応じて連続焼鈍炉による溶体化処理等を組み合わせることにより、化合物を分断ィ匕し て、ヘム加工性を向上させると同時に工程を大幅に短縮することができる。さらに均 質化処理によってミクロ偏析を減らし、しかも均質化処理後の冷却速度を速くすること によって、冷却中の Mg Siの析出を抑え、最終焼鈍後のベータハード性、ヘム加工性
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にも優れた自動車ボディーシート用アルミニウム板を得ることができる。
[0009] 前記課題を解決するための本発明は、薄スラブを巻き取った後、均質化処理を施 して、冷間圧延を行い、その後溶体化処理することを特徴とするアルミニウム合金板 の製造方法に関するものである。具体的には、請求項 1に記載のように、 Mg:0.30— 1.00wt%、 Si:0.30一 1.20 wt%、 Fe:0.05一 0.50 wt%、 Mn:0.05一 0.50 wt%および Ή: 0.005— 0.10 wt%を含有し、あるいは更に Cu:0.05— 0.70 wt%、 Zr:0.05— 0.40wt% の一種以上を含有し、残部 A1および不可避的不純物からなる合金溶湯を、双ベルト 铸造法によって、スラブ厚み 1/4における冷却速度 40— 150°C/sで、厚み 5 15mm のスラブに錡造し、コイルを卷き取った後、均質化処理を施して 500°C/hr以上の冷却 速度で少なくとも 250°C以下まで冷却した後、冷間圧延を行い、その後溶体化処理を 行うことを特徴とするベータハード性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板 の製造方法である (請求項 1に記載の発明）。
[0010] 上述の製造方法において、前記均質化処理は、バッチ炉により 30°C/h以上の昇温 速度で、 520— 580°Cまで昇温させ、その温度で 2乃至 24時間保持することが望ましい (請求項 2に記載の発明）。
[0011] 前記溶体化処理は、連続焼鈍炉により 10°C/s以上の昇温速度で 530— 560°Cまで 加熱し、 30秒以内保持することが望ましい（請求項 3に記載の発明）。
[0012] さらに、上述の第 3の請求項に記載の発明において、前記溶体化処理の後、 10°C /s以上の速度で室温まで冷却し、その後、連続焼鈍炉により 260— 300°Cで 30秒以内 保持する復元処理を施し、 10°C/s以上の冷却速度で室温まで冷却してもよい（請求 項 4に記載の発明）。
[0013] あるいは、上述の第 3の請求項に記載の発明において、前記溶体化処理の後、 10 °C/s以上の冷却速度で 250°C以下に水冷し、その後、エアで 1一 20°C/sの冷却速度 で 60— 100°Cまで冷却し、コイルアップし、室温まで冷却する予備時効処理を施して もよい (請求項 5に記載の発明）。
[0014] あるいは、上述の第 3の請求項に記載の発明において、前記溶体化処理の後、 10 °C/s以上の速度で室温まで冷却し、その後、連続焼鈍炉により 260 300°Cで 30秒以 内保持する復元処理を施し、 l°C/s以上の冷却速度で 60 100°Cまで冷却し、コィノレ アップし、室温まで冷却する予備時効処理を施してもよい（請求項 6に記載の発明）。 発明の効果
[0015] 本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法によれば、ベータハード性およびヘム 加工性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。また、当該製造方法は、ェ 程が極めて短ぐ低コストでアルミニウム合金板を得ることができる。
発明を実施するための最良の形態
[0016] 本発明は、 Al-Mg_Si系合金の圧延板の製造方法に関するもので、双ベルト錡造法 により薄スラブを铸造した後、直接コイルに卷き取り、これに均質化処理を施した後、 冷間圧延して、更に溶体化処理することを特徴とする。
[0017] 本発明においては、前述の組成からなる合金溶湯を、双ベルト铸造法によって、ス ラブ厚み 1/4における冷却速度 40— 150°C/sで、厚み 5— 15mmのスラブに铸造し、コ ィルを卷き取った後、均質化処理を施して 500°C/hr以上の冷却速度で少なくとも 250 °C以下まで冷却した後、冷間圧延を行い、その後溶体化処理を行う。
[0018] 双ベルト铸造法とは、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯し、 ベルト面からの冷却で溶湯を凝固させて薄スラブを铸造する方法である。本発明で は双ベルト铸造法で厚み 5— 15mmのスラブを铸造する。スラブ厚み 15mmを超える 場合には、薄スラブをコイルに卷き取ることが困難となり、スラブ厚みが 5mm未満の 場合には、生産性の低下を招くとともに薄スラブの铸造が困難となるからである。
[0019] 双ベルト錡造法により厚み 5— 15mmのスラブを錡造することで、スラブ厚み 1/4に おける冷却速度を 40— 150°C/sとすることが可能になる。冷却速度は、スラブ厚み 1/4 におけるミクロ組織観察から交線法によって DAS (Dendrite Arm Spacing)を測定して 算出する。冷却速度が 40°C/s未満の場合、スラブ中心部において凝固時に生じた錡 造組織が粗くなりヘム加工性の低下を招き、冷却速度力 Sl50°C/sを超える場合、 A卜 Fe_Si晶出物、 AHFe'Mn)-Si晶出物力 μ m以下のサイズとなって再結晶粒のサ ィズが 30 μ m以上と粗くなる。
[0020] 薄スラブを卷き取った後に、このコイルを適切な条件下で均質化処理することにより 、ヘム加工性に悪影響を与える Aト Fe- Si晶出物、 AHFe'Mn)-Si晶出物を分断化し、 ヘム加工性の改善をはかることができる。さらに、铸造組織に残存する比較的微細な Mg Si晶出物を完全にマトリックス中に固溶させた状態の薄スラブを得ることができ、
2
冷間圧延工程後における溶体化処理の効果を向上させることができる。
[0021] 均質化処理後の冷却を 500°C/hr以上の速度で少なくとも 250°C以下まで冷却する こととした理由は、比較的粗大な Mg Siの析出を極力抑え、これら Mg、 Siを過飽和に
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マトリックス中に固溶させるためである。
[0022] 薄スラブを卷き取った後に、コイルをバッチ炉に挿入し、 30°C/h以上の昇温速度で 、 520— 580°Cまで昇温させ、その温度で 2乃至 24時間保持する均質化処理を施して 、その後コイルをバッチ炉から取り出して 500°C/hr以上の冷却速度で室温まで強制 空冷してもよレ、。当該冷却は、例えばコイルを卷き解しながら、ファンでおこなうことが できる。
[0023] 薄スラブ卷取り後の均質化処理において、均質化処理温度までの昇温速度を 30°C /h以上に限定した理由は、 30°C/h未満の昇温速度の場合、所定の均質化処理温度 に達するまでに 16時間以上の時間を必要とするため、コスト高となるためである。
[0024] 均質化処理温度を 520— 580°Cの範囲とした理由は、 520°C未満の温度の場合、
A卜 Fe_Si晶出物、 AHFe ' Mn)-Si晶出物の分断化が不十分で、錡造時に晶出した Mg Siをマトリックス中に固溶させるのに十分ではなぐ 580°Cを超える温度の場合、低融
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点金属が融解してバーニングを起こしてしまうためである。
[0025] また、均質化処理時間を 2乃至 24時間の範囲とした理由は、 2時間未満の処理時間 の場合、 A卜 Fe-Si晶出物、 Al-(Fe ' Mn)_Si晶出物の分断化が不十分で、铸造時に晶 出した Mg Siをマトリックス中に固溶させるのに十分ではなぐ 24時間を超える処理時
2
間の場合、铸造時に晶出した Mg S Sマトリックス中に十分に固溶され、 Mg、 Siが飽和
2
するため、コスト高となるためである。
[0026] このコイルを更に冷間圧延して、溶体化処理することを特徴とする。この溶体化処 理は、通常連続焼鈍炉（CAL)で実施するのが好ましい。
[0027] 連続焼鈍炉（CAL)とは、コイルを連続的に溶体化処理等するための設備であり、 熱処理を施すための誘導加熱装置や水冷するための水槽および空冷するためのェ ァノズル等を備えたことを特徴としてレ、る。
[0028] 溶体化処理としては、連続焼鈍炉により 10°C/s以上の昇温速度で 530 560°Cまで 加熱し、 30秒以内保持するのが好ましい。
[0029] 溶体化処理において、溶体化処理温度までの昇温速度を 10°C/s以上に限定した 理由は、 10°C/s未満の昇温速度の場合、コイルの送り速度が極端に遅くなりすぎて、 結果的に処理時間が長くなり、コスト高となるためである。
[0030] 溶体化処理温度を 530— 560°Cの範囲とした理由は、 530°C未満の温度の場合、铸 造時或いは均質化処理後の冷却時に晶析出した Mg Siをマトリックス中に固溶させる
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のに十分ではなぐ 560°Cを超える温度の場合、低融点金属が融解してバーユングを 起こしてしまうためである。
[0031] また、溶体化処理時間を 30秒以内と限定した理由は、 30秒を超える処理時間の場 合、铸造時或いは均質化処理後の冷却時に晶析出した Mg Siがマトリックス中に十分
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に固溶され、 Mg、 Siが飽和することにカ卩え、コイルの送り速度が遅くなりすぎて、結果 的に処理時間が長くなり、コスト高となるためである。
[0032] 溶体化処理後は 10°C/s以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする。溶体化 処理後の冷却速度を 10°C/s以上とした理由は、冷却速度が 10°C/s未満の場合、冷 却工程中に結晶粒界に Siが析出してしまいヘム加工性を劣化させるためである。
[0033] 薄スラブに前述の均質化処理を施した後、更に冷間圧延を行い、溶体化処理を施 して 10°C/s以上の速度で室温まで冷却し、コイルを室温に放置後、連続焼鈍炉によ り 260— 300°Cで 30秒以内保持後、 10°C/sで室温まで冷却してもよい。
[0034] この溶体化処理および復元処理は、通常連続焼鈍炉（CAL)で実施するのが好ま しい。連続焼鈍炉（CAL)とは、コイルを連続的に溶体化処理等するための設備であ り、熱処理を施すための誘導加熱装置や水冷するための水槽および空冷するための エアノズル等を備えたことを特徴としている。この復元処理により、溶体化処理後の室 温放置において自然時効析出する GPゾーンを再固溶することができ、塗装 ·焼付け 加熱後に十分な強度を得ることが可能となった。
[0035] また、塗装 '焼付け加熱後に十分な強度を得るために、溶体化処理後室温放置し た後、 260 300°Cにおいて復元処理を行う。復元処理温度は 260°C未満では、十分 なベータハード性が得られず、 300°Cを超えると、ヘム加工性が劣化する。
[0036] 復元処理温度に保持する時間を 30秒以内と限定した理由は、 30秒を超える処理時 間の場合、溶体化処理後の室温放置にぉレ、て自然時効析出する GPゾーンを十分に 再固溶することができることに加え、コイルの送り速度が遅くなりすぎて、結果的に処 理時間が長くなり、コスト高となるためである。 [0037] 薄スラブに前述の均質化処理を施した後、更に冷間圧延を行い、連続焼鈍炉によ り溶体化処理を施して 10°C/s以上の冷却速度（第 1次冷却速度）で 250°C以下に水 冷し、その後エアで 1一 20°C/sの冷却速度（第 2次冷却速度）で 60— 100°Cまで冷却 し、コイルアップし、室温まで冷却することもできる。
[0038] この溶体化処理およびその後の冷却は、通常連続焼鈍炉（CAL)で実施するのが 好ましレ、。この溶体化処理およびその後の冷却時に、 析出のための核をマトリック ス中に均一に生成させる熱処理 (予備時効）を行うことができ、塗装'焼付け加熱後に 十分な強度を得ることができた。
[0039] 薄スラブに均質化処理を施した後、更に冷間圧延を行レ、、 10°C/s以上の速度で 530— 560°Cまで加熱し、 30秒以内保持する溶体化処理を施した後、 10°C/s以上の 速度で室温まで冷却し、その後、 260— 300°Cの範囲で 30秒以内保持する復元処理 を施した後、 l°C/s以上の冷却速度で 60— 100°Cまで冷却し、コイルアップし、室温ま で冷却する予備時効処理を施すこともできる。
[0040] この溶体化処理およびその後の冷却、復元処理およびその後の冷却は、通常連続 焼鈍炉（CAL)で実施するのが好ましい。この製造方法では、溶体化処理後の室温 放置において自然時効析出する GPゾーンを再固溶することができるば力りでなぐ復 元処理後の冷却時に、 〃析出のための核を生成させる熱処理（予備時効）を行うこ とができ、塗装 '焼付け後の耐カを一層向上させることができる。
[0041] 次に本発明の合金成分の意義および限定理由について説明する。必須元素であ る Mgは、溶体化処理後にはマトリックス中に固溶しており、塗装焼付け加熱時に Siと 共に強化相として析出し強度を向上させる。その添加量を Mg: 0.30— 1.00wt%と限定 したのは、 0.30wt%未満ではその効果が小さぐ 1.00wt%を越えると溶体化処理後の ヘム加工性が低下するためである。 Mg含有量のさらに好ましい範囲は、 0.30— 0.70wt%である。
[0042] 必須元素である Siは、塗装焼付け加熱時に Mgと共に β〃と称される Mg Siの中間
2 相またはそれに準ずる強化相として析出し強度を向上させる。その含有量を Si : 0.30 一 1.20wt%と限定したのは、 0.30wt%未満ではその効果が小さぐ 1.20wt%を越える と溶体化処理後のヘム加工性が低下するためである。 Si含有量のさらに好ましい範 囲は、 0.60— 1.20wt%である。
[0043] 必須元素である Feは、 Si、 Mnと共存させることにより、铸造時において 5 μ m以下の サイズの Aト Fe-Si晶出物、 AHFe ' Mn) _Si晶出物を数多く生成させ、再結晶の核が 増えることによって、再結晶粒の微細化が図られ、成形性の優れた板となる。 Fe含有 量が 0.05wt%未満の場合は、その効果が顕著でない。 0.50wt%を超えると铸造時に 粗大な A卜 Fe_Si晶出物、 A卜 (Fe · Mn) -Si晶出物が生成してヘム加工性が低下する ばかりでなぐ薄スラブにおける Siの固溶量を減少させるため、最終板におけるベータ ハード性が低下する。したがって、 Fe含有量の好ましい範囲は 0.05— 0.50wt%とする 。 Fe含有量の更に好ましい範囲は、 0.05— 0.30wt%である。
[0044] 必須元素である Mnは、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。再結晶粒 のサイズを 10 25 a mと比較的小さく制御することによって、成形性の優れた板とな る。 Mn含有量が 0.05wt%未満ではその効果が十分でなぐ 0.50wt%を超えるとスラブ 铸造時に粗大な A卜 Mn晶出物、 A1- (Fe · Mn) -Si晶出物が生成してヘム加工性が低 下するばかりでなぐ薄スラブにおける Siの固溶量を減少させるため、最終板におけ るベータハード性が低下する。したがって、 Mn含有量の好ましい範囲は 0.05—
0.50wt%とする。 Mn含有量の更に好ましい範囲は、 0.05— 0.30wt%である。
[0045] 必須元素である Tiは 0.10 ％以下ならば含有しても本発明の効果を阻害すること はなぐ薄スラブの結晶粒微細化剤として作用し、割れ等のスラブの铸造欠陥を確実 に防止することができる。 Ti含有量が 0.005wt%未満では、その効果が十分でなぐ Ti 含有量が 0.10wt%を超える場合には、铸造時に ΉΑ1等の粗大な金属間化合物が生
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成するため、ヘム加工性が著しく低下する。したがって、 Ti含有量の好ましい範囲は
0.005— 0.10wt%とする。 Ti含有量の更に好ましい範囲は、 0.005 0.05wt%である。
[0046] 任意元素である Cuは、時効硬化を促進し、ベータハード性を高める元素である。 Cu 含有量が 0.05wt%未満の場合はその効果が小さぐ 0.70wt%を超えると予備時効処 理後の板の耐力が高くなり、ヘム加工性が低下するばかりでなぐ耐食性の低下が顕 著になる。したがって、 Cu含有量の好ましい範囲は 0.05 0.70wt%とする。 Cu含有量 の更に好ましレ、範囲は、 0.10 0.60wt%である。
[0047] 任意元素である Zrは、再結晶粒を微細化させる元素として添加される。 Zr含有量が 0.05wt%未満ではその効果が十分でなぐ 0.40wt%を超えるとスラブ铸造時に粗大 な A卜 Zr晶出物が生成してヘム加工性が低下する。したがって、 Zr含有量の好ましい 範囲は 0.05— 0.40wt%とする。 Zr含有量の更に好ましい範囲は、 0.05— 0.30wt%で ある。
[0048] 以上説明したように、本発明により、最終焼鈍後のベータハード性、ヘム加工性に 優れた自動車ボディーシート用 A卜 Mg-Si系合金板を低コストで製造することが可能と なった。従来法と同様に自然時効を抑制するための復元処理あるいは高温卷き取り が必要となるものの、その前段階までの面削、熱間圧延等の工程が大幅に簡略化さ れるため、トータルの製造コストは大幅に低減される。
[0049] 以下に、実施例に基づいて本発明の最良の形態について述べる。
実施例 1
[0050] 以下の実施例において、冷間圧延工程後の試料はコイルではなく全て切り板であ る。したがって、連続焼鈍炉（CAL)によるコイルの連続焼鈍工程をシミュレートする ため、試料のソルトバス中での溶体化処理及び水焼入れ若しくは 85°C温水焼入れを 採用した。
[0051] 表 1記載の組成の溶湯を脱ガス鎮静後、双ベルト錡造法によって厚さ 7mmのスラブ を錡造した。スラブ厚み 1/4におけるミクロ組織観察から、交差法によって DAS ( Dendrite Arm Spacing)を測定して、冷却速度 75°C/secを算出した。このスラブに所 定の均質化処理を施して室温まで所定の冷却速度で冷却して、冷間圧延し、厚さ 1 mmの板とした。次いでこの冷延板にソルトバス中で溶体化処理を施し、 1 ) 85°C温水 焼入れして、即時に、所定雰囲気温度のァニーラー中に挿入して所定の条件下で 熱処理を施すか、又は 2)水焼入れして、室温にて 24時間放置後、所定の条件下で 熱処理を施した。さらに、 自動車塗装工程をシミュレートするために、熱処理後室温 で一週間保持し、 0.2%耐カを測定し、更に 180°C X 30分間のベータ処理を行ったも のについても、 0.2%耐カを測定した。
[0052] ベータ処理前後の耐力の差をベータハード性とし、 80MPaを超えたものは、ベータ ハード性が優れると判断した。なお、ベータ処理前の板は、ヘム加工をシミュレートす るために、 5%予歪みを与えた後、 r : 0.5mmの冶具で U字曲げ後、 1mm厚みのスぺ ーサを入れ、 180° 曲げを行った。割れ無しのものを〇、割れたものを Xとした。詳細 な製板工程と評価結果を表 2— 6に示す。
[表 1]
衣 1 口金組成 (t(t%)
Figure imgf000011_0001
表 2は均質化処理条件及び均質化処理後の冷却速度を変化させた場合の結果で ある。均質化処理後のスラブを板厚 lmmまで冷間圧延して、この冷延板をソルトバス により所定温度で 15秒間保持の溶体化処理後、 85°C温水焼入れして、即時に 85°C 雰囲気温度のァニーラー中に挿入して 8時間の予備時効を行った。本発明の条件範 囲に入るもの (1_7)は、優れたベータハード性およびヘム加工性を有する。均質化処 理なしの場合、ベータハード性とヘム加工性が共に劣る (8、 10)。また、均質化処理後 の冷却速度が遅レ、場合、ベータハード性が劣る (9)。
[表 2]
Figure imgf000012_0001
表 3は均質化処理の温度/時間を変化させた場合の結果である。均質化処理後の スラブを板厚 lmmまで冷間圧延して、この冷延板をソルトバスにより所定温度で 15秒 間保持の溶体化処理後、 85°C温水焼入れして、即時に 85°C雰囲気温度のァニーラ 一中に挿入して 8時間の予備時効を行った。本発明の条件範囲に入るもの (11一 14) は、優れたベータハード性およびヘム加工性を有する。均質化処理温度が低い場合 (15)や保持時間が短い場合 (16)は、 ベータハード性とヘム加工性が共に劣る。
[表 3]
Figure imgf000014_0001
表 4は均質化処理条件および復元処理条件を変化させた場合の結果である。均質 化処理後のスラブを板厚 lmmまで冷間圧延して、この冷延板をソルトバスにより所定 温度で 15秒間の溶体化処理後、水焼入れして、室温にて 24時間放置した後、所定 温度で 15秒間保持して復元処理を行つた。本発明の条件範囲に入るもの (17— 20)は 、優れたベータハード性およびヘム加工性を有する。復元処理温度 (再加熱温度)が 低い場合 (21)、ベータハード性が劣る。復元処理温度 (再加熱温度)が高過ぎると (22) 、ヘム加工性が劣る。さらに、復元処理条件は発明範囲に入っても、均質化処理温 度が低い (23)場合、あるいは保持時間が短い (24)場合、ヘム加工性が劣る。均質化 処理後の冷却速度が遅い場合、ベータハード性が劣る (25)。
[表 4]
Figure imgf000016_0001
[0056] 表 5は均質化処理条件および溶体化処理後の冷却パターンを変化させた場合の結 果である。溶体化処理後の冷却速度を 2段階に分けて、溶体化処理温度から中間温 度までの冷却速度を第 1冷却速度と定義し、中間温度からコイルアップ温度までの冷 却速度を第 2冷却速度と定義した。均質化処理後のスラブを板厚 lmmまで冷間圧延 して、この冷延板をソルトバスにより所定温度で 15秒間保持の溶体化処理を施した後 、第 1冷却速度で中間温度まで冷却し、その後は第 2冷却速度でコイルアップ温度ま で冷却して、その後は室温まで 5°C/hrで冷却した。
本発明の条件範囲に入るもの (26_28)は、優れたベータハード性およびヘム加工性 を有する。溶体化処理後の第 1冷却速度が遅い場合 (29)、第 2冷却速度が遅い場合 (31)、あるいは中間温度が高過ぎる場合 (30)は、ヘム加工性が劣る。コイルアップ温 度が低すぎると (32)、ベータハード性が劣る。逆に、コイルアップ温度が高すぎると、 ヘム加工性が劣化する (33)。さらに、均質化処理温度が低すぎると (34)、あるいは保 持時間が短すぎると (35)、ヘム加工性が劣る。均質化処理後の冷却速度が遅すぎる と、ベータハード性が低下する (36)。
[表 5]
表 5 均莨化処理方法■コイルアップ温度とベークハード性 .ヘム加工性
I D. 錶进方式/ 均莨化処理 冷延板 溶体化 第 1冷 中閲温 第 2冷却 コイルァ ベーク前 ベーク ヘム 金 スラブ厚 汁皿 保持 保持時 冷却速 厚み 処理温 却温度 度 (。c) 度 ップ温度 後の YS ハード 加工性 番 (mm) 速度 間 度 度 (°c) (°C/s) (。C/S) (°c) ( Pa) 性
(C/h) (。c) (h) rc/h) (MPa)
26 双ベルト 7 30 560 5 1500 1隱 550 100 200 20 85 110/210 101 o 本発明 27 B 双ベルト〃 50 560 6 2000 1 mm 550 100 200 20 70 105/207 102 o
28 B 双ベルト 7 50 550 5 1000 1 mm 530 100 200 20 90 101/211 100 o
29 B 双ベルト 7 50 560 6 1500 1 mm 550 5 200 20 80 106/201 95
30 双ベルト 7 50 560 6 1500 1 mm 550 100 300 20 80 101/197 96
31 B 双ベルト /7 50 560 6 1500 1 mm 550 100 250 1 80 翻 98 96
32 B 双ベルト /7 50 560 6 1500 1 mm 550 100 200 20 50 112/165 53 o 比較例
33 B 双ベルト 7 50 560 6 2000 1 mm 550 100 200 15 110 130/240 110
34 B 双ベルト〃 50 500 6 1000 1 mm 550 100 200 20 85 97/197 100 X
35 β 双ベルト 7 50 560 1 1000 1 mm 550 100 200 20 85 104/194 90
36 Β 双ベルト〃 50 560 6 200 1 mm 550 100 200 20 80 89/134 45 O
表 6は溶体化処理後の復元処理温度 (再加熱温度)とコイルアップ温度を変化させ た場合の結果である。均質化処理後のスラブを板厚 lmmまで冷間圧延して、この冷 延板をソルトバスにより所定温度で 15秒間保持の溶体化処理を施した後、水焼入れ して、室温で 24時間放置後、所定温度 (再加熱温度）で 15秒間保持した後、 10°C/s で所定のコイルアップ温度まで冷却し、さらに 10°C/hrで室温まで冷却した。本発明 の条件範囲に入るもの (37— 40)は、優れたベータハード性およびヘム加工性を有する 復元処理温度 (再加熱温度)が高すぎると、ヘム加工性が劣る (41)。復元処理温度（ 再加熱温度)が低すぎると、ベータハード性が低下する (42)。コイルアップ温度が低す ぎると、ベータハード性が劣る (43)。コイルアップ温度が高すぎると、ヘム加工性が劣 る (44)。
[表 6] 表 6 再加熱温度 ·コイルアップ温度とベ一クハ一ド性-ヘム加工性
Figure imgf000019_0001
均莨化処理： 550°C 6h 均質化処理後の冷却速度： 1000°C/h 産業上の利用可能性
当該方法によれば、自動車部品、家電製品等の曲げ成形、プレス成形等に用いる 成形用に好適な Al-Mg-Si系合金の圧延板を、従来技術に比べて廉価に製造するこ とができる。

Claims

請求の範囲
[1] Mg:0.30— 1.00wt%、 Si:0.30 1.20 wt%、 Fe:0.05 0.50 wt%、 Μη:0·05 0.50 wt %および Ti:0.005— 0.10 wt%を含有し、あるいは更に Cu:0.05— 0.70 wt%、 Zr:0.05 一 0.40wt%の一種以上を含有し、残部 A1および不可避的不純物からなる合金溶湯を 、双ベルト錡造法によって、スラブ厚み 1/4における冷却速度 40 150°C/sで、厚み 5 一 15mmのスラブに铸造し、コイルを卷き取った後、均質化処理を施して 500°C/hr以 上の冷却速度で少なくとも 250°C以下まで冷却した後、冷間圧延を行い、その後溶体 化処理を行うことを特徴とするベータハード性およびヘム加工性に優れたアルミユウ ム合金板の製造方法。
[2] 前記均質化処理は、バッチ炉により 30°C/h以上の昇温速度で、 520— 580°Cまで昇 温させ、その温度で 2乃至 24時間保持することを内容とする請求項 1に記載の方法。
[3] 前記溶体化処理は、連続焼鈍炉により 10°C/s以上の昇温速度で 530— 560°Cまで 加熱し、 30秒以内保持することを内容とするものである請求項 1または 2のいずれか に記載の方法。
[4] 前記溶体化処理の後、 10°C/s以上の冷却速度で室温まで冷却し、その後、連続焼 鈍炉により 260 300°Cで 30秒以内保持する復元処理を施し、 10°C/s以上の冷却速 度で室温まで冷却する請求項 3に記載の方法。
[5] 前記溶体化処理の後、 10°C/s以上の冷却速度で 250°C以下に水冷し、その後、ェ ァで 1一 20°C/sの冷却速度で 60 100°Cまで冷却し、コイルアップし、室温まで冷却 する予備時効処理を施す請求項 3に記載の方法。
[6] 前記溶体化処理の後、 10°C/s以上の冷却速度で室温まで冷却し、その後、連続焼 鈍炉により 260 300°Cで 30秒以内保持する復元処理を施し、 l°C/s以上の冷却速度 で 60— 100°Cまで冷却し、コイルアップし、室温まで冷却する予備時効処理を施す請 求項 3に記載の方法。
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