专利名称：烘烤硬化性优异的Al－Mg－Si系铝合金板的制造方法
技术领域：
本发明涉及Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法。本发明涉及Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，使用除了Al以外作为必需成分含有规定量的Mg、Si，根据情况还含有规定量的Fe、Cu、Mn以及Cr的Al合金熔液，将其进行连续铸造时，使凝固时平均冷却速度为20℃/s或以上，并使从铸造机出来时的铸锭温度为250℃或以下，或者冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，然后，不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，然后在连续退火炉进行固溶处理。根据本发明得到的Al-Mg-Si系合金板由于烘烤硬化性优异，因此利用该特性，可广泛用于汽车等车辆、家电产品等的外板材或建筑材料等。
背景技术：
例如，作为汽车用面板，以往是使用冷轧钢板。但是，最近作为以减少燃料费用、减少废气等为目的的车体轻量化对策，快速向使用轻量、比强度高且成形加工性也好的Al合金材料的趋势发展。其中，为了提高美观性大多进行涂装处理使用的汽车用Al系合金板，注目于烘烤硬化性好的Al-Mg-Si系合金，一部分正在进行实用化。
但是，作为Al合金板的制造方法，以往一般进行的是对通过半连续铸造法等制造的铸锭进行清除钢锭缺陷处理或均质化热处理，然后依次进行热轧、冷轧、退火等的方法。经过这样的工序制造的以往的Al合金板冲压成形性好，同时烘烤硬化性也好，因此暂时满足了需求者的要求。
但是，近年来，需求者的要求更加严格，由于轻量化的发展，有要求更高的强度的趋势，不仅如此，还希望成形性、烘烤硬化性进一步提高，另外，提高产率降低成本的要求也提高了。
作为满足这种需求的比较新的Al合金板的制造技术，研究了采用通过连续铸造制成移动带板后，立即送至轧制工序进行热轧和冷轧的方法(以下称为连铸·直送轧制法)，而省略了清除钢锭缺陷、均质化热处理的方法(特开昭55-27497号、特公昭62-54182号等)。根据该方法，由于省略了清除钢锭缺陷、均质化热处理因此可实现成本降低，同时在铸造工序中过饱和地固溶的固溶元素也不会在均质化热处理时析出，因此有因固溶强化而促进了高强度化的优点。
专利文献1特开昭55-27497号公报专利文献2特公昭62-54182号公报还公开在用Al合金熔液进行连续铸造后进行热轧、进一步进行冷轧而制造Al合金板时，可尽可能地抑制连续铸造、热轧、冷轧和中间退火这一系列工序中的过饱和固溶元素的析出，提高最终冷轧制品的强度的同时，进一步改善烘烤硬化性、冲压成形性的方法(特开平7-252616)。该方法是使用Mg、Mn、Si等合金元素含量特定的Al合金熔液，将其连续铸造后进行热轧、进一步进行冷轧而制造Al-Mg-Si系合金板，此时，规定连续铸造时和热轧后的冷却速度的同时，对其后进行的冷轧后的热处理条件进行了钻研，由此得到冲压成形性、烘烤硬化性等得到改善的Al-Mg-Si系合金板。
专利文献3特开平7-252616号公报作为在这种连铸·直送轧制法中采用的连续铸造法现在实用的有水冷式连续铸造法(将由固定式的水冷式连铸铸模成形为板状的连铸片用冷却水直接冷却固化而连续铸造方法)、ハンタ一エンジニアリング社开发的双辊铸造法(向旋转的一对冷却辊间供给熔液，通过在该辊间冷却固化而连续铸造的方法)、ハザレ一社开发的带式连续铸造法(向可动式的2个带状冷却构件间供给熔液，边在该带间冷却固化边连续铸造成板状的方法)、スイス·アルミニウム社开发的整体式连续铸造法(向可动式的2个块状冷却构件间供给熔液，边在该块间冷却固化边连续铸造成板状的方法)等。
发明内容
但是，目前实用的连铸·直送轧制法中，在连续铸造和热轧后进行的冷轧工序中，为了防止加工断裂等在350～500℃左右的比较低的温度下进行中间退火，但在中间退火工序中，有引起过饱和固溶元素析出，抑制最终冷轧制品的高强度化的问题。另外，如上所述的方法，即使用Mg、Mn、Si等合金元素含量特定的Al合金熔液，将其连续铸造后进行热轧、进一步进行冷轧而制造Al-Mg-Si系合金板时，规定连续铸造时和热轧后的冷却速度的同时，还对之后进行的冷轧后的热处理条件进行钻研，由此得到冲压成形性、烘烤硬化性等改善的Al-Mg-Si系合金板的方法中，由于必需连续铸造后的热轧、冷轧处理后的热处理，因此有成本高、不能发挥连续铸造的优点的问题。而且，所得Al合金板的冲压成形性、烘烤硬化性等还留有改善的余地。
本发明是着眼于现有技术所具有的上述问题而进行的，其涉及烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系合金板的制造方法，其特征在于，在双带式铸造Al-Mg-Si系铝时，以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度铸造，使从铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，或者冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，然后，不进行均质化处理或者热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，然后在连续退火炉进行固溶处理。
解决上述问题的本发明第1方面为烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其要点为，将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，此时，使由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，然后，不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，在连续退火炉进行固溶处理。
解决上述问题的本发明第2方面为烘烤固化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其要点为，将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，此时，冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，然后，不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，在连续退火炉进行固溶处理。
使平均冷却速度为20℃/s或以上的理由为当平均冷却速度小于20℃/s时，凝固时粗大的Mg2Si容易结晶析出，该粗大的Mg2Si由于难以通过利用连续退火炉的溶体化处理充分溶入，因此烘烤硬化性差。
由铸造机出来时的铸锭温度为250℃或以下的理由为当该温度高于250℃时，Mg2Si在铸锭冷却过程中析出，因此增加利用连续退火炉的最终板的熔体化处理所必需的温度、时间的同时，烘烤硬化性差。
不进行均质化处理或热轧处理的理由为即使抑制了铸造和冷却过程中的Mg2Si的结晶、析出，如进行均质化处理或热轧处理，则Mg2Si会再析出，因此难以通过溶体化处理充分溶入，烘烤硬化性差。
在从注入熔液开始2分钟以内冷却铸锭至250℃或以下的理由为如超过2分钟，则Mg2Si析出，因此在利用连续退火炉的最终板的熔体化处理中该Mg2Si难以充分固溶于基质中，烘烤硬化性差。
为了使由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，在铸造机内必需从每1m3铸锭体积夺去约2200MJ或以上的热量。这相当于在有效冷却长度为1m的铸造机内以8m/分钟的铸造速度铸造宽1m、板厚1cm的铸锭时，以3.0MW/m2或以上的铸造机内平均除热流密度(平均拔熱流密度)进行铸造。
这样使铸造后的铸锭温度为250℃或以下，或者在从注入熔液开始2分钟以内冷却铸锭至250℃或以下，然后不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，由此可抑制粗大的Mg2Si析出，在其后的利用连续退火炉的熔体化处理时Mg2Si可容易地固溶于基质中。由此，适当调整了Al-Mg-Si系合金的成分组成，并且达到冷轧制品的高强度化的同时，其后进行的焙烤处理后的耐力提高，进而实现了冲压成形性更好的Al-Mg-Si系合金板。
以下，对本发明规定的包括Al-Mg-Si系合金的成分组成和连续铸造时或热轧后的冷却条件等的制造条件进行详细说明。首先，说明规定本发明使用的Al-Mg-Si系合金的成分组成的理由。
Mg(0.3～1.0重量％)是形成Mg2Si且有助于高强度化的元素，为了确保上述外板材等所必需的强度，必需含有0.3重量％或以上。但是，含量过多，则成形性变差，因此必需控制在1.0重量％或以下。Mg的更优选的下限值为0.4重量％，更优选的上限值为0.8重量％。
Si(0.3～1.5重量％)是与上述Mg形成Mg2Si且有助于高强度化的元素，为了有效发挥其添加效果，必需含有0.3％或以上。但是含量过多则对冲压成形性有不良影响，因此必需控制在1.5重量％或以下。Si的更优选的下限值为0.6％，更优选的上限值为1.2重量％。这样，在本发明中，Mg和Si在Al合金中形成被称为G.P带的Mg2Si组成的集合体(凝块)或中间层，是利用焙烤处理使其硬化的重要元素。
Cu(1.0重量％或以下)虽然不是必需的，但由于具有析出强化作用，因此优选在对强度要求高时积极地含有。但是，如果过多则会对成形性有不良影响，因此必需控制在1.0重量％或以下。考虑到强度和成形性的平衡，更优选的Cu含量为0.4～0.9重量％的范围。
Fe(1.2重量％或以下)虽然不是必需的，但由于具有提高强度的作用，因此优选在对强度要求高时积极地含有。但是，如果过多则会对成形性有不良影响，因此必需控制在1.2重量％或以下。考虑到强度和成形性的平衡，更优选的Fe的含量为0.1～0.5重量％的范围。
Mn(0.1～0.7重量％)是作为固溶强化元素和结晶粒微细化元素的有效元素，为了有效发挥这些作用，必需至少含有0.1重量％或以上。但是如果过多，则由于没有固溶的Mn量的增大使成形性有变差的趋势，因此必需控制在0.7重量％或以下。
Cr(0.1～0.3重量％)均具有作为结晶粒微细化元素的作用，为了有效发挥其效果，必需含有下限值或以上。但是，如果该含量超过上述上限值，则生成金属间化合物，对成形性产生不良影响。考虑到这些方面，Cr的优选含量为0.1～0.3重量％的范围。
本发明的Al合金的其余部分含有Al和不可避免的杂质，作为不可避免的杂质，可列举Ni、Zn、Zr、V、Ti、Li等，这些只要是不可避免的杂质量，在确保本发明所期望的性能方面没有特别的妨碍。下面说明使用上述Al-Mg-Si系合金的连续铸造、冷轧等的各条件。
如将连续铸造中的凝固时平均冷却速度进行如上所述的规定，则由于强制固溶，来自连续铸造组织中的Fe、Si的结晶物量减少，同时，该结晶物尺寸以平均尺寸计微细化至2μm左右以下，冲压成形性和烘烤硬化性显著提高。但是，连续铸造时的凝固时平均冷却速度如果小于上述速度，则金属间化合物的结晶量增大的同时其尺寸也变得粗大，不仅得不到满意的冲压成形性，烘烤硬化性也差。
另外，在上述连续铸造后，使之后由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，或者冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内为250℃或以下，然后不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，通过采用这种快速冷却，抑制了铸锭冷却中的过饱和固溶成分的析出，保持了过饱和固溶量，可制造烘烤硬化性优异的板。顺便说明，如果铸造后的铸锭温度超过250℃，则过饱和固溶成分析出，得到烘烤硬化性差的板。
冷轧至最终板厚后，在连续退火炉中在530～570℃的范围的温度下进行溶体化处理，接着用温水或水进行淬火，然后进行预备时效处理。将此时的溶体化处理温度进行如上所述的规定原因是抑制溶体化处理时的固溶元素的析出而保持充分的过饱和固溶量，提高强度，同时通过增大固溶元素量提高烘烤硬化性。顺便说明，如果溶体化处理温度小于530℃，则提高烘烤硬化性的效果不充分。另一方面，如果为超过570℃的高温，则结晶粒变得粗大的同时，由于共晶熔融引起粘砂(バ一ニング)现象，冲压成形性变差。
另外，在上述溶体化处理后，用温水或冷水进行淬火，然后接着进行预备时效处理，由此得到冲压成形性和烘烤硬化性非常好的Al-Mg-Si系合金板。此时对淬火条件、时效热处理条件没有特别限定，作为优选的条件，淬火条件为温水淬火，而时效热处理条件为在60～200℃进行10分钟～8小时左右。
在本发明中，如上所述，有如下特征规定Al-Mg-Si系合金的成分组成的同时，使用该合金熔液进行连续铸造时，以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行铸造，使其后从铸造机出来时的铸锭温度为250℃或以下，另外，冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，然后不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，利用连续退火炉设定溶体化处理条件，对其他条件没有特别限定，对其他优选条件等的说明如下。
本发明具有如下特征连续铸造使铸锭温度在250℃或以下，或者将连续铸造的铸片冷却至250℃或以下，卷绕后，不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，设定利用连续退火炉的溶体化处理条件，由此，与连续铸造后卷绕，然后冷却后再进行均质化处理或热轧的方法相比，热损失少，且在提高产率方面有效。
另外在实施本发明时，通过连续铸造，连续地制造通常4～15mm左右厚度的板状铸片，将其卷绕后，通过冷轧使厚度为0.1～1mm，进一步利用连续退火炉进行溶体化处理，制造进行了预备时效处理的Al合金制品板。作为在此采用的连续铸造法，可适当选择采用上述水冷式连续铸造法、双辊式连续铸造法、带式连续铸造法、整体式连续铸造法等。
具体实施例方式
以下示出本发明的实施例，但本发明不受下述实施例的限制，当然可以在适合本发明主旨的范围进行适当变更进行实施，这些也都包含于本发明的技术范围。
实施例1实施例1用双带式铸造机以下述条件铸造厚1cm的铸锭。
铸造机的有效冷却长度1m铸造速度8m/分钟熔液注入温度700℃组成Al、Mg0.6重量％、Si0.8重量％、Fe0.2重量％、Mn0.2重量％、Ti0.01重量％通过改变铸造机内的平均除热流密度得到铸造后的铸锭温度不同的铸锭。
然后，通过冷轧制成1mm的板，然后进行545℃×15秒→温水淬火的溶体化处理，进行85℃×8小时的预备时效处理，制成T4材。另外，对于T6材，在将T4材进行自然时效1周后，进行170℃×30分钟的人工时效。为了评价烘烤硬化性，测定T4材和T6材的耐力，其差作为烘烤硬化性。另外，目标烘烤硬化性为100MPa或以上。进一步，为了观察均质化处理或热轧有无的影响，作为比较例，测定了将铸锭进行了均质化处理或热轧得到的板的烘烤硬化性。
*均质化处理保持560℃×6小时→炉冷*热轧升温至560℃后，轧制起始温度设为550℃，热轧至4mm。
然后冷轧至1mm。
实施例2用双带式铸造机以下述条件铸造厚1cm的铸锭。
铸造机的有效冷却长度1m铸造速度8m/分钟熔液注入温度700℃组成Al、Mg0.6重量％、Si0.8重量％、Fe0.2重量％、Mn0.2重量％、Ti0.01重量％在铸造机出口设置冷却装置，使铸造后可立即冷却铸锭。启动冷却装置时，铸造后为357℃的铸锭温度通过冷却装置在从向铸造机内注入熔液开始2分钟后降至230℃。与此相对，没有启动冷却装置时，在从向铸造机内注入熔液开始2分钟后，铸锭温度依然为330℃的高温。然后通过冷轧制成1mm的板后，进行545℃×15秒→温水淬火的溶体化处理，进行85℃×8小时的预备时效处理，制成T4材。另外，对于T6材，在将T4材进行自然时效1周后，进行170℃×30分钟的人工时效。为了评价烘烤硬化性，测定T4材和T6材的耐力，其差作为烘烤硬化性。另外，目标烘烤硬化性为100MPa或以上。
权利要求书(按照条约第19条的修改)1.(修改后)烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，(a)将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，(b)此时，通过调节板厚、铸造速度和铸造机内的平均除热流密度使由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，(c)然后，不进行均质化处理或者热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，(d)在连续退火炉进行固溶处理。
2.(修改后)烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，(a)将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，(b)此时，通过使铸锭通过冷却装置冷却铸锭，以使铸锭温度从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，(c)然后，不进行均质化处理或者热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，(d)在连续退火炉进行固溶处理。
权利要求
1.烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，(a)将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，(b)此时，使由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，(c)然后，不进行均质化处理或者热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，(d)在连续退火炉进行固溶处理。
2.烘烤硬化性优异的Al-Mg-Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，(a)将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)的同时，根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al-Mg-Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，(b)此时，冷却铸锭，以使铸锭温度在从向铸造机注入熔液开始2分钟以内变为250℃或以下，(c)然后，不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，(d)在连续退火炉进行固溶处理。
全文摘要
本发明的目的在于提高铝合金板的强度、降低成本以及提高冲压成形性、烘烤硬化性。本发明为烘烤硬化性优异的Al－Mg－Si系铝合金板的制造方法，其特征在于，将含有Mg0.3～1.0重量％、Si0.3～1.5重量％、Cu1.0重量％或以下(包括0％)、Fe1.2重量％或以下(包括0％)，同时根据需要还含有Mn0.1～0.7重量％和/或Cr0.1～0.3％，余量包含Al的Al－Mg－Si系铝合金熔液以20℃/s或以上的凝固时平均冷却速度进行双带式铸造，此时使由铸造机出来的铸锭温度为250℃或以下，然后不进行均质化处理或热轧而仅通过冷轧轧制至最终板厚，在连续退火炉进行固熔处理。
文档编号B21B3/00GK1922336SQ200480042140
公开日2007年2月28日 申请日期2004年12月22日 优先权日2003年12月26日
发明者穴见敏也, 赵丕植, 小林达由树 申请人:日本轻金属株式会社