JP2006505695A - Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金製の圧延製品の簡易製造法、およびこの方法によって得られる製品 - Google Patents

Abstract

本発明は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ型アルミニウム合金製中間圧延製品の新たな製造方法に関するものであり、その組成は、Ｍｇ０．５−２．０、Ｍｎ＜１．０、Ｚｎ３．０−９．０、Ｓｉ＜０．５０、Ｆｅ＜０．５０、Ｃｕ＜０．５０、Ｔｉ＜０．１５、Ｚｒ＜０．２０、Ｃｒ＜０．５０である。残りがアルミニウムとそれらに不可避の不純物である、（質量パーセントで）Ｚｎ／Ｍｇ＞１．７の板材を半連続鋳造で製造し、これにおいて、均質化、熱間圧延、ライン上での焼き入れ、熱間圧延および巻き取りの温度がきわめて特別な形で選択され、該温度は方法が進むにつれて低下する。このあまり高価でない方法は、いくつかの力学的特性と得られた金属板および帯材との使用の妥協の改善を可能にする。

Description

本発明は、力学強度が高いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ型の合金、より詳細には、造船、車体、産業用車両および固定または移動タンクの分野で使用されている構造などのような、溶接構造物向けの合金に関するものである。

溶接構造物の製造には、５ｘｘｘ系列（５０５６、５０８３、５３８３、５０８６、５１８６、５１８２、５０５４・・・）および６ｘｘｘ系列（６０８２、６００５Ａ・・・）のアルミ合金が通常使用される。溶接可能な、銅含有率が低い７ｘｘｘ合金（７０２０、７１０８・・・）も同様に、溶接後を含め、きわめて優れた力学特性を示すかぎりにおいて、溶接部品の実現に適している。これらの合金は、しかしながら、（Ｔ４状態で、および溶接影響部）において）層状腐食や（Ｔ６状態で）応力腐食の問題が生じる。

５ｘｘｘ族の合金（Ａｌ−Ｍｇ）は、通常Ｈ１ｘ（加工硬化）、Ｈ２ｘ（加工硬化、それに続いて軟化）、Ｈ３ｘ（加工硬化と安定化））またはＯ（焼き鈍し）の状態で通常用いられる。冶金の状態の選択は、所与の使用のために意図する力学強度、耐腐食性、成形性の間の妥協に依存する。

７ｘｘｘ合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ）は、「構造硬化用」と言われ、それは添加元素（Ｚｎ、Ｍｇ）の析出によって当該合金の機械的が得られることを意味する。当業者には周知のごとく、これらの力学特性を得るために、圧延または押し出し加工による高温変形に続いて溶解、焼き入れ、焼き戻しを行う。これらの作業は、たいていの場合別個に実施され、合金元素を溶解し、常温でそれらを過飽和固溶体の形に維持し、最後にそれらを制御された形で析出させることをそれぞれ目的としている。

６ｘｘｘ（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ）および７ｘｘｘ（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ）族の合金は、一般的に焼き戻し状態で使用される。金属板または帯材の形をした製品の場合、圧延または押し出し成形に別個の溶解と焼き入れが続くときに、最大力学強度を与える焼き戻しはＴ６と呼ばれる。

構造の寸法決定について、使用者の選択を支配するパラメータは、主として次の静的力学特性であり、すなわち、破断強度Ｒ_m、弾性限界Ｒ_p0.2および破断伸びＡである。考慮される他のパラメータとして、対象とする用途分野の特定の要求に応じて、溶接接合部強度、金属板と溶接接合部の（層状腐食および応力腐食に対する）耐性、金属板と溶接接合部の疲労耐性、耐亀裂伝播性、靱性、裁断または溶接後の寸法安定性、摩耗強度などである。意図するそれぞれの使用について、これらの異なる特性の間の適切な妥協を見いださなければならない。

できるだけ簡単で、できる限り低い生産コストの方法で、一定品質の圧延製品を工業的に生産する可能性も材料の選択に重要な要因である。

７ｘｘｘ合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ）について、現状技術は特性の間の妥協を改善するためにいくつかの道を提案している。

英国特許第１４１９４９１号明細書（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ）は、亜鉛を３．５−５．５％、マグネシウムを０．７−３．０％、ジルコニウムを０．０５−０．３０％、随意にそれぞれ最大０．０５％のクロムとマンガン、最大０．１０％の鉄、最大０．０７５％のケイ素、および最大０．２５％の銅を含有する溶接可能な合金を開示している。

Ｌｉｇｈｔ Ｍｅｔａｌｓ Ｉｎｄｕｓｔｒｙの１９６３年１１月号に発表されたＢ．Ｊ．Ｙｏｕｎｇの論文“Ｎｅｗ ｗｅｌｄａｂｌｅ ＡｌＺｎＭｇ ａｌｌｏｙｓ”には、次の組成の二つの合金が記載されている：
Ｚｎ ５．０％、Ｍｇ １．２５％、Ｍｎ ０．５％、Ｃｒ ０．１５％、Ｃｕ ０．４％、および、Ｚｎ ４．５％、Ｍｇ １．２％、Ｍｎ ０．３％、Ｃｒ ０．２％

この論文は、トラックの荷台と造船のための、このタイプの合金の使用を記載している。

仏国特許発明第１５０１６６２号明細書（Ｖｅｒｅｉｎｉｇｔｅ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｗｅｒｋｅ Ａｋｔｉｅｎｇｅｓｅｌｌｓｃｈａｆｔ）は、遮蔽板製造のために、４８０℃で１時間の溶解、二段階の水焼き入れと焼き戻し（１２０℃で２４時間、ついで１８０℃で２時間）の後、厚みが４ｍｍの金属板の形で使用される、下記の組成の溶接可能な合金を記載している：
Ｚｎ ５．７８％、Ｍｇ １．６２％、Ｍｎ ０．２４％、Ｃｒ ０．１３％、Ｃｕ ０．０２％、Ｚｒ ０．１７％

米国特許第５，０６１，３２７号明細書（Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ｃｏｍｐａｎｙ ｏｆ Ａｍｅｒｉｃａ）は、板の鋳造、均質化、熱間圧延、２６０℃と５８２℃の間の温度での鋼材の再加熱、その急冷、９３℃と２８８℃の間に含まれる温度での析出処理、ついで２８８℃を超えない温度での冷間または熱間圧延から成るアルミニウム合金製圧延製品の製造方法を記載している。

本発明が解決しようとする課題は、まず金属板または帯材の形のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金のいくつかの特性における妥協、すなわち力学特性（基材の金属と溶接接合部で測定）と耐腐食性（層状腐食および応力腐食）の間の妥協を改善することである。他方で、できる限り低い製造コストでの製造を可能にする、できる限り簡単で信頼できる製造範囲でこれらの製品の実現を試みるものである。

本発明の第一の目的は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ型アルミニウム合金製中間圧延製品の製造方法であり、該方法は、以下の過程から成ることを特徴とするものである：
ａ）（質量パーセントで）
Ｍｇ０．５−２．０、Ｍｎ＜１．０、Ｚｎ３．０−９．０、Ｓｉ＜０．５０、Ｆｅ＜０．５０、Ｃｕ＜０．５０、Ｔｉ＜０．１５、Ｚｒ＜０．２０、Ｃｒ＜０．５０
を含有し、残りがアルミニウムとそれらに不可避の不純物である、Ｚｎ／Ｍｇ＞１．７の板材を半連続鋳造で製造する過程と；
ｂ）前記板材を、Ｔ_sが合金の焼き付き温度である、５００℃≦Ｔ₁≦（Ｔｓ−２０℃）になるように選択した温度Ｔ₁で、均質化および／または再加熱にかける過程と、
ｃ）入口温度Ｔ₂が、（Ｔ₁−６０℃）≦Ｔ₂≦（Ｔ₁−５℃）になるように選択され、圧延方法が、出口温度Ｔ₃が（Ｔ₁−１５０℃）≦Ｔ₃≦（Ｔ₁−３０℃）かつＴ₃＜Ｔ₂になるように実施される、熱間圧延機における一回または複数回の圧延パスを含む熱間圧延の第一の過程を実施する過程と；
ｄ）適切な手段によって、熱間圧延の前記第一の過程から得られた帯材を、迅速に温度Ｔ₄に冷却する過程と；
ｅ）入口温度Ｔ₅が、Ｔ₅≦Ｔ₄かつ２００℃≦Ｔ₅≦３００℃になるように選択され、圧延方法が、巻き取り温度Ｔ₆が（Ｔ₅−１５０℃）≦Ｔ₆≦（Ｔ₅−２０℃）になるように実施される、タンデム圧延機における前記帯材の熱間圧延の第二の過程を実施する過程。

第二の目的は、少なくとも２５０ＭＰａの弾性限界Ｒ_p0.2、少なくとも２８０ＭＰａの破断限界Ｒ_m、少なくとも８％の破断伸びを有する、場合によっては冷間加工および／または熱処理の補足過程の後に、本発明による方法によって得ることができる製品である。

第三の目的は、溶接構造物の製造のための本発明による方法によって得られた製品の使用である。

もう一つの目的は、前記二つの製品の間の溶接接合部におけるその弾性限界Ｒ_p0.2が、少なくとも２００ＭＰａであることを特徴とする、本発明の方法によって得ることが可能である少なくとも二つの製品によって実現された溶接構造にある。

図１は、時間−温度のグラフにおける典型的な製造範囲を示している。番号は、方法の異なる過程に対応している：
（１）第一の熱間圧延過程
（２）冷却
（３）第二の熱間圧延過程
（４）巻き取りと巻き取られたものであるコイルの冷却
図２は、層状腐食試験に用いた試験片を表している。
図３は、応力腐食試験に用いた試験片を表している。寸法はミリメートルで示されている。
図４は、（応力腐食）低速引張試験の原理を示している。
図５は、本発明による中間製品と、この中間製品とは異なる五つの熱処理について、Ｌ方向の弾性限界（黒い曲線で結ばれた黒点）と層状腐食試験の際の質量損失（棒）を比較している。
図６は、溶接された三つの異なるサンプルについて、溶接部分におけるビッカース微小硬度を比較している。
図７は、六つの異なる金属板について、亀裂の広がり（デルタａ）に応じた引裂強度Ｋｒを比較している。
図８は、本発明による金属板と先行技術による金属板の亀裂伝播速度ｄａ／ｄｎを比較している。

特記事項なき限り、合金の化学組成に関する全ての表示は質量パーセントで表す。したがって、“０．４Ｚｎ”は、質量パーセントで表した、亜鉛含有率の０．４倍を意味する；これは必要な変更を施すことで他の化学元素にも適用される。合金の命名は、当業者には周知のＴｈｅ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ（アルミニウム協会）の規則に従う。冶金の状態は欧州規格ＥＮ５１５に定義されている。規格化されたアルミニウム合金の化学組成は例えば、ＥＮ規格５７３−３に定義されている。特記事項なき限り、金属板の静的力学特性、すなわち破断限界Ｒ_m、弾性限界Ｒｐ_0.2および破断伸びＡは、ＥＮ規格１０００２−１に従って引張試験を実施されることで測定し、試験片の採取の場所と方向は、ＥＮ規格４８５−１に定義されている。

亀裂伝播速度ｄａ／ｄＮは、ＡＳＴＭ規格Ｅ６４７によって測定され、損傷許容性Ｋ_RはＡＳＴＭ規格Ｅ５６１によって、剥離腐食（層状腐食とも呼ばれる）に対する耐性はＡＳＴＭ規格Ｇ３４（Ｅｘｃｏ試験）またはＡＳＴＭ規格Ｇ８５−Ａ３（Ｓｗａａｔ試験）によって測定される；これらの試験について、ならびにもっと特別な試験についての、補足情報が後述の説明と実施例において示される。

本出願人は、意外なことに、溶解、焼き入れ、焼き戻しが圧延による高温加工の際に実現される、簡易法を用いることで、とりわけ溶接状態で、特性のきわめて優れた妥協を示す７ｘｘｘ合金で圧延された製品を製造できることを発見した。

本発明による方法は、化学組成の広い範囲で、つまりＺｎ３．０−９．０％、Ｍｇ０．５−２．０ ％で、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金に実施可能であり、合金は、Ｍｎ＜１．０％、Ｓｉ＜０．５０％、Ｆｅ＜０．５０％、Ｃｕ＜０．５０％、Ｃｒ＜０．５０％、Ｔｉ＜０．１５％、 Ｚｒ＜０．２０ ％、ならびに不可避の不純物も含むことができる。

マグネシウム含有率は、０．５と２．０％の間に、そして好適には、０．７と１．５％の間に含まれなければならない。０．５％を下回ると、得られる力学特性は多くの用途分野で不十分なものであり、そして２．０％を超えると、合金の耐腐食性の低下が認められる。他方で、マグネシウムが２．０％を超えると、合金の焼き入れ性が十分でなくなり、本発明による方法の効率が損なわれる。

マンガンの含有率は、層状腐食の感受性を制限するため、そして優れた焼き入れ性を温存するために、１．０％未満、好適には０．６０％未満でなければならない。０．２０％を超えない含有率が望ましい。

亜鉛含有率は３．０と９．０％の間に、そして好適には４．０と６．０％の間に含まれていなければならない。３．０％を超えると、力学特性値が低くなりすぎて技術的利益が発揮されず、また９．０％を超えると、合金の耐腐食性の低下、ならびに焼き入れ性の低下が認められる。

Ｚｎ／Ｍｇ比は、構造硬化の利益が得られる組成範囲にとどまることを可能にするために１．７を超えなければならない。腐食挙動も引裂強度も低下させないために、ケイ素含有率は０．５０％未満でなければならない。これらと同じ理由から、銅の含有率も０．５０％未満でなくてはならない。

銅の含有率も０．５０％未満、また好適には０．２５％未満としなければならず、
それによって孔食感受性を抑え、優れた焼き入れ性を温存することができる。クロム含有率は０．５％未満としなければならない、それによって層状腐食感受性を抑え、優れた焼き入れ性を温存することができる。不利益な最初の相の形成を防止するために、チタン含有率は０．１５％未満、ジルコニウム含有率は０．２０％未満としなければならない；Ｚｒについては、０．１５％を超えないことが好ましい。

Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｙｂによって形成される群から選択された、一つまたは複数の元素の添加は有利である：それらの濃度は、次の値を超えてはならない：
Ｓｃ＜０．５０％また好適には＜０．２０％、
Ｙ＜０．３４％また好適には＜０．１７％、
Ｌａ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｄｙ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｈｏ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｅｒ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｔｍ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｌｕ＜０．１０％また好適には＜０．０５％、
Ｈｆ＜１．２０％また好適には＜０．５０％、
Ｙｂ＜０．５０％また好適には＜０．２５％

ここで「焼き入れ性」とは、かなり広い範囲の焼き入れ速度において合金が焼き入れされる適性を意味する。したがって、容易に焼き入れできる合金とは、焼き入れの際の冷却速度が使用特性（力学的強度または耐腐食性など）に大きく作用しない合金のことを意味する。

本発明による方法には下記の過程が含まれる：
（ａ）上述の組成を有する、既知の方法のいずれか一つによるアルミニウム合金製圧延板を鋳造すること；
（ｂ）この圧延板を、合金を均質化し、方法の続きに適した温度にするために、Ｔ_Sが合金の焼き付き温度であるときに、５００℃と（Ｔｓ−２０℃）の間に含まれる温度Ｔ₁で、均質化および／または再加熱する過程と；
（ｃ）（Ｔ₁−６０℃）≦Ｔ₂≦（Ｔ₁−５℃）のような入口温度Ｔ₂で、そして圧延方法が、出口温度Ｔ₃が（Ｔ₁−１５０℃）≦Ｔ₃≦（Ｔ₁−３０℃）かつＴ₃＜Ｔ₂になるように実施される、典型的に可逆圧延機によって行われる、前記板材の熱間圧延の第一の過程と；
（ｄ）適切な手段によって、圧延の前記第一の過程から得られた帯材を温度Ｔ₄に冷却する過程と；
（ｅ）入口温度Ｔ₅がＴ₅≦Ｔ₄かつ２００℃≦Ｔ₅≦３００℃になるように選択され、圧延方法が、巻き取り温度Ｔ₆が（Ｔ₅−１５０℃）≦Ｔ₆≦（Ｔ₅−２０℃）になるように実施される、典型的にはタンデム圧延機によって行われる、前記帯材の熱間圧延の第二の過程。

焼き付き温度Ｔｓは、当業者には周知の高さであり、例えば、鋳造物の粗サンプルの熱量測定によって、あるいは状態図を考慮に入れたうえで熱力学計算によって、直接求められる。温度Ｔ₂とＴ₅は、熱間圧延機に入る直前に測定された、板材または帯材の表面温度（たいていの場合は上面温度）に対応する；この測定は当業者には周知の方法によって実施できる。

有利な実施態様において、温度Ｔ₃は（Ｔ₁−１００℃）≦Ｔ₃≦（Ｔ₁−３０℃）になるように選択される。他の有利な実施態様において、Ｔ₂は（Ｔ₁−３０℃）≦Ｔ₂≦（Ｔ₁−５℃）になるように選択される。他の有利な実施態様において、Ｔ₆は（Ｔ₅−１５０℃）≦Ｔ₆≦（Ｔ₅−５０℃）になるように選択される。

温度Ｔ₃は、合金のソルバス温度を超えるように選択するのが好適である。ソルバス温度は、示差熱量測定を用いることで当業者によって測定される。Ｔ₃をソルバス温度より上で維持することによって、ＭｇＺｎ₂型の相の大きい析出物を最小に抑えることが可能になる。これらの相は、巻き取りの際に、あるいは巻き取り後に小さい析出物の形で制御して形成されることが好ましい。したがって温度Ｔ₃の制御は、とりわけ重要である。温度Ｔ₄も同様に、方法の重要なパラメータである。

過程ｂ）とｃ）、ｃ）およびｄ）ならびにｄ）およびｅ）の間で、温度は指定された値より下がってはならない。とくに、有利にはタンデム圧延機において実施される過程（ｅ）の際の熱間圧延機の入口温度は、冷却後の帯材の温度にほぼ等しいことが望ましく、このことは、圧延機から他の圧延機への帯材の十分に迅速な移動、あるいは、好適には、ライン上でのプロセスを必要とする。本発明による方法の推奨実施態様によれば、過程ｂ）、ｃ）、ｄ）およびｅ）はライン上で実施されるものであり、すなわち（圧延板材または圧延された帯材の形の）所与の金属の構成要素は、中間体の再加熱を必要とするような、その温度の制御ができない低下にいたらせる可能性のある途中の保存なしに一つの過程から次の過程に移行する。実際、本発明による方法は、過程ｂ）、ｃ）、ｄ）およびｅ）の際の温度の正確な変化に基づいている；図１は本発明による実施態様を示している。

過程（ｄ）の冷却は、浸漬、散水、強制対流またはこれらの手段の組み合わせなどの、十分な冷却を保証するあらゆる手段で行うことができる。例えば、散水による焼き入れ槽を通る帯材の通過、それに続く自然または強制対流による焼き入れケーソンの通過、続いて散水による第二の焼き入れ槽の通過は、良い結果が得られる。反対に、自然対流による冷却は、単独の手段としては、帯材でもコイルでも十分迅速なものではない。一般的に、方法のこの段階で、コイルの冷却は十分な結果を得られるものではない。

巻き取り（過程ｅ）の後、コイルを冷却させることができる。過程（ｅ）により得られた製品は、冷間圧延、焼き戻し、裁断などのその他の作業にかけられる。本発明の有利な実施態様において、本発明による中間圧延製品は、１％と９％の間に含まれる冷間圧延、および／または８０℃と２５０℃の間に含まれる温度における１段階または複数段階からなる補足の熱処理にかけられ、この補足の熱処理は、前記冷間圧延の前後またはその途中に行うことができる。

本発明による方法は、通常は別個に実施される熱処理の三つの作業：（本発明では第一の熱間圧延の際に実施される溶解、本発明では帯材の冷却の際に実施される焼き入れ、本発明ではコイルの冷却の際に実施される焼き戻し、をライン上で実施できるように設計される。より詳細には、本発明による方法は、前記方法のそれぞれの過程が、前の温度より低い温度にあるため、可逆熱間圧延機にいったん入れられた製品を再加熱する必要がないように実施することができる。ことが可能である。これでエネルギーの節約が可能となる。本発明による方法で得られた製品はそのまま、すなわちその冶金の状態を変える方法の他の過程にかけることなしに使用できる；これは好適である。必要であれば、冷間圧延などのような、その冶金の状態を変える方法の他の過程にかける

これらの三つの過程を別個に実施する方法と比較して、本発明による方法はときには、所与の合金について、わずかに劣る静的力学特性値になる可能性がある。反対に、いくつかの場合、損傷許容性の向上、ならびに、とくに溶接後の耐腐食性の向上に導く。これはとくに、後述のごとく、狭い組成範囲で認められた。本発明による方法で得られた特性の妥協は、溶解、焼き入れおよび焼き戻しが別個に行われ、合金状態Ｔ６を得るための従来の製造方法で得られたものと少なくとも同等である。反対に、本発明による方法は既知の方法よりはるかに簡単で、コストが低い。それにより、有利には、厚みが３ｍｍと１２ｍｍの間に含まれる中間製品を得る；１２ｍｍを超えると、巻き取りが技術的に困難になり、３ｍｍ未満では、この厚みの区域における熱間圧延が技術的に困難であるだけでなく、帯材が冷却しすぎるおそれがある。

後述のごとく、本発明による方法の実施のための推奨組成範囲は、Ｚｎ ４．０−６．０、Ｍｇ ０．７−１．５、Ｍｎ＜０．６０、また好適にはＣｕ＜０．２５によって特徴づけられる。優れた焼き入れ性を示す合金が好ましく、これらの合金の中では、合金７０２０、７００３、７００４、７００５、７００８、７０１１、７０１８、７０２２および７１０８が好ましい。

本発明による方法のとくに有利な実施は、Ｔ₁＝５５０℃、Ｔ₂＝５４０℃、Ｔ₃＝４９０℃、Ｔ₄＝２７０℃、Ｔ₅＝２７０℃、Ｔ₆＝１５０℃で、７１０８型の合金で行われる。

本発明による、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金製の製品は、ＭＩＧまたはＴＩＧ溶接、摩擦溶接、レーザー溶接、電子ビーム溶接などの、既知の全ての溶接方法によって溶接することができる。溶接試験は、Ｘ字形に面取りした金属板を平滑電流の自動ＭＩＧ溶接で、合金５１８３製の溶接ワイヤーを用いて溶接した。溶接は、圧延に対して垂直な方向で実施した。溶接された試験片に対する力学試験は、１９９６年１月の文書“Ｒｕｌｅｓ ｆｏｒ ｃｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ−Ｎｅｗｂｕｉｌｄｉｎｇｓ−Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｗｅｌｄｉｎｇ−Ｐａｒｔ ２ Ｃｈａｐｔｅｒ ３： Ｗｅｌｄｉｎｇ”でＤｅｔ Ｎｏｒｓｋｅ Ｖｅｒｉｔａｓ（ＤＮＶ）社が推奨している方法によって実施された。この方法によれば、引張試験片の幅は２５ｍｍ、ビードは対称に揃えられ、試験片の有効な長さは、使用した精密伸び計の長さと同じように（Ｗ＋２×ｅ）で求められ、これにおいてパラメータＷはビードの長さを表し、パラメータｅは試験片の厚みを表す。

より詳細には、本出願人は、本発明による製品のＭＩＧ溶接が、溶接接合部に、従来の範囲で製造された合金（Ｔ６）よりももっと大きな弾性限界と破断限界の特徴を与えることを認めた。機械溶接された構造、すなわち溶接部分が構造的役割を果たす構造にとっての、明らかな利益として反映されるこの結果は、非溶接金属の静的特性が合金状態Ｔ６より低いという意味で、驚くべきものである。

基材の金属と溶接接合部の耐腐食性をＳＷＡＡＴおよびＥＸＣＯ試験を用いて評価した。ＳＷＡＡＴ試験は、一般的にアルミニウム合金の（とくに層状腐食に対する）耐腐食性の評価を可能にする。本発明による方法では、繊維状構造が顕著な製品を得るため、繊維状の構造を示す製品に主に発生する剥離腐食に、この製品が十分に耐えうることを確認することが重要である。ＳＷＡＡＴ試験は、ＡＳＴＭ規格Ｇ８５の付録Ａに記載されている。これはサイクル試験である。それぞれが２時間であるサイクルは、９０分の加湿段階（相対湿度９８％）と、（１リットルあたり）人工海水用の塩（ＡＳＴＭ規格Ｄ１１４１に合致した組成については表１参照）と１０ｍｌの氷酢酸から成る溶液による、３０分の散水時間とから成る。この溶液のｐＨは、２．８と３．０の間に含まれる。１サイクルの間は全て、温度は４８℃と５０℃の間に含まれる。この試験において、試験片は垂直から１５度ないし３０度傾けられる。試験は１００サイクルで実施した。

長さが９６時間のＥＸＣＯ試験は、ＡＳＴＭ規格Ｇ３４に記載されている。これは主として銅を含むアルミニウム合金の耐層状腐食性を決定するためのものであるが、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金にも適している（参照：Ｊ．Ｍａｒｔｈｉｎｕｓｓｅｎ、 Ｓ．Ｇｒｊｏｔｈｅｉｍ、 “Ｑｕａｌｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ｎｅｗ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ” ３ｒｄ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｆｏｒｕｍ ｏｎ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ｓｈｉｐｓ、 Ｈａｕｇｅｓｕｎｄ、 Ｎｏｒｗａｙ、 Ｍａｙ １９９８）。

これらの二つのタイプの試験には長方形の試験片が用いられ、その一つの面が（他の面だけを浸食するように）接着アルミニウム帯によって保護され、浸食面はそのままにするか、あるいはサンプル表面の半分について半分の厚みになるまで加工し、他の半分については厚み全体が残された。試験のそれぞれに用いた試験片の図解は、図２（層状腐食）と図３（応力腐食）に示した。

本出願人は、本発明による製品が、標準的な製品（合金の状態Ｔ６と同一または近似の合金）について得られたものと同等の耐層状腐食性を示すことを確認した。

本発明によるとくに望ましい製品は、亜鉛を４．０から６．０％、マグネシウムを０．７から１．５％、マンガンを０．６０％未満、さらに好適には０．２０％未満、銅を０．２５％未満含有する。かかる製品は、焼き戻しの前と最大１５時間１４０℃に対応する焼き戻しの後に、ＳＷＡＡＴ試験（１００サイクル）で１ｇ／ｄｍ²未満、ＥＸＣＯ試験（９６時間）で５．５ｇ／ｄｍ²未満の質量損失を示す。

耐応力腐食性は、例えば、ＡＳＴＭ規格Ｇ１２９に記載の緩速引張方法（“Ｓｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｓｔｉｎｇ”）によって特徴づけられた。この試験は、応力腐食の破断しない限界の応力を測定することから成る諸方法よりも迅速であり、判別性が高い。図４に図解した緩速引張試験の原理は、不活性雰囲気（実験室の空気）と浸食性の雰囲気で引張特性を比較することをもってなる。腐食雰囲気における静的力学特性の低下は、応力腐食感受性に対応する。最も感受性の高い引張試験の特性値は、破断伸びＡと（圧縮に対する）最大応力Ｒ_mである。最大応力よりも明らかに判別性の高い破断伸びを用いた。しかしながら、静的力学特性値の低下が、機械的応力と環境の相乗かつ同時の作用と定義される応力腐食に実質的に対応することを、確認する必要がある。したがって、浸食性雰囲気で、応力のない、試験片の事前の予曝露の後で、浸食性雰囲気において実施される引張試験と同じ時間の間、不活性雰囲気（実験室の空気）で引張試験も実施することも提案された。このとき応力腐食感受性は次のように定義される指数Ｉを用いて定義できる：
Ｉ＝（Ａ％予曝露−Ａ％浸食性環境）／Ａ％不活性環境

緩速引張試験の臨界的な側面は、引張試験片、変形速度および腐食溶液の選択に関係する。曲率半径１００ｍｍの切れ込みのある形状の試験片が、変形場所を特定し、試験を一層厳密なものにすることが可能であるため、用いられた。該試験片は、長手貫通方向に採取されたものである。応力速度に関しては、とくにＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金について（参照：Ｍｅｍｏｉｒｅｓ ｅｔ Ｅｔｕｄｅｓ Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｑｕｅｓ Ｒｅｖｕｅ ｄｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｅ、 ｏｃｔｏｂｒｅ １９８５、 ｐａｇｅｓ ５５９−５６７に掲載のＴ．ＭａｇｎｉｎとＣ．Ｄｅｂｅｓｓｙの論文“Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｓｏｕｓ ｃｏｎｔｒａｉｎｔｅ ｄｅ ｃｒｉｓｔａｕｘ Ａｌ−５Ｚｎ−１．２Ｍｇ ｅｎ ｍｉｌｉｅｕ ＮａＣｌ ３０ ｇ／ｌ”）速度が速すぎると応力腐食現象を展開することができないが、速度が遅すぎると応力腐食を遮蔽してしまう。事前の試験において、本出願人は、応力腐食の作用を最大にすることを可能にする（４．５・１０^-4ｍｍ／分の横断移動速度に対応する）５．１０^-7ｓ^-1の速度を求めた；この速度が次に試験のために選択された。使用する浸食性雰囲気に関しては、浸食性の高すぎる強すぎる雰囲気は応力腐食を隠し、苛酷でない環境は腐食現象を明らかにすることができないという意味で、同じタイプの問題が起こる。使用の実際の条件に近づけ、同時に、応力腐食の作用を最大にするために、合成海水溶液（とくに、表１に組成を示した仕様ＡＳＴＭ規格Ｄ１１４１を参照）をこの試験に使用した。

本出願人は、本発明による方法は、本発明による方法を実施することのできるものよりも制限された組成範囲、すなわちＺｎ ４．０−６．０％、Ｍｇ ０．７−１．５％、Ｍｎ＜０．６０％、またＣｕ＜０．２５％で、新たな微細構造特性を有する製品を得ることを可能にすることを発見した。これらの微細構造特性は、とくに興味深い使用特性に、とくにより高い耐腐食性に導く。

本発明によるこれらの製品において、粒界に析出物のない部分（ＰＦＺ＝ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ−ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）の幅は１００ｎｍを超え、好適には１００から１５０ｎｍの間に、さらに好適には１２０から１４０ｎｍの間に含まれる；この幅は、この値が６０ｎｍを超えない先行技術による同等の製品（すなわち同一組成、同一厚みで、標準的な方法Ｔ６によって得られた製品）のそれをはるかに超えている。粒界のＭｇＺｎ₂型の析出物は平均の大きさが１５０ｎｍを超え、好適には２００と４００ｎｍの間に含まれるが、先行技術による製品ではこの大きさが８０ｎｍを超えないことも分かる。他方で、ＭｇＺｎ₂型の硬化析出物は、先行技術による同等の製品よりも、本発明による製品におけるものよりも、はるかに大きい。このことは、本発明による方法における焼き入れが、炉内での溶解に続いて別個に焼き入れする従来の方法ほど早くないことを示す。本発明による方法が、温度Ｔ₄からの大きな相の一定の析出を回避できないことは明らかである。しかしながら、本発明による方法の実施の際に、焼き入れ速度が十分に速く、できるだけ低い温度で析出を得られるように留意しなければならない。前記相はＴ₄とＴ₅の間に含まれる温度で大量に析出してはならない。

これらの定量的な微細構造の分析は、Ｌ−ＴＬ方向の半分の厚みで採取し、２０Ｖの電圧をかけて−３５℃で３０％ＨＮＯ₃＋メタノールの混合物を二重噴射して電解的に薄くしたサンプルに対し、１２０ｋＶの加速電圧で透過電子顕微鏡によって実施した。

本発明によって得られた製品は繊維粒構造、すなわちその厚み、またはその厚み／長さ比が、現状技術による製品よりもはるかに小さい顆粒状である。例えば、本発明による製品について顆粒の厚みの方向（短い幅）の大きさは３０μｍ未満、好適には１５μｍ未満であり、さらに好適には１０μｍ未満で厚み／長さ比は６０を超えるものであり、そして好適には１００を超えるが、現状技術による同等の製品では、顆粒の厚み方向（短い幅）の大きさは６０μｍを超え、厚み／長さ比は４０よりはるかに低い。

本発明による方法で得られた金属板と帯材、とくにＺｎ ４．０−６．０％、Ｍｇ ０．７−１．５％、Ｍｎ＜０．６０％、また好適にはＣｕ＜０．２５％で定義される狭い組成範囲に基づくものは、有利には自動車、産業用車両、道路輸送用または道路輸送用車両の部品の製造、また海洋環境下での建設に使用できる。

本発明による方法で得られた金属板と帯材は、とりわけ溶接構造に使用することができる；それらは、このタイプの合金に適した既知の全ての溶接方法によって溶接することできる。本発明による金属板は、適切な溶接ワイヤーを用いて相互に、あるいは、アルミニウム製あるいはアルミニウム合金製の他の金属板と溶接することができる。本発明による二つまたは複数の金属板を溶接することによって、溶接後に（上述のごとく測定した）弾性限界が少なくとも２００ＭＰａの構造を得ることができる。推奨実施態様において、この値は少なくとも２２０ＭＰａである。溶接接合部の破断限界は、少なくとも２５０ＭＰａ、推奨実施態様において、少なくとも２８０ＭＰａ、また好適には少なくとも３００ＭＰａであり、少なくとも１箇月熟成した後に測定されたものである。推奨実施態様において、得られた熱影響部の硬度は少なくとも１００ＨＶ、好適には少なくとも１１０ＨＶ、さらに好適には少なくとも１１５ＨＶである；この硬度は、最も低い硬度を有する基材の金属板のそれと少なくとも同じ大きさである。

意外なことに、本出願人は推奨組成範囲（Ｚｎ ４．０−６．０％、Ｍｇ ０．７−１．５％、Ｍｎ＜０．６０％）の、本発明による方法で得られた製品が、同等の製品よりも砂摩耗に対する高い耐性を示すことを確認した。本出願人は、この耐摩耗性が製品の力学特性にも、その硬度にも、その展延性にも単純に依存しないことを確認した。ＴＣ方向の繊維状の構造は耐砂摩耗性を助長するように思われる。この使用特性について、本発明による方法から得られた製品の優位性は、既知の製品では到達できない特別な繊維状構造と、その組成が製品に付与する力学特性のレベルの間の組み合わせによるものである。本出願人は、本発明による方法によって得ることのできる製品の耐砂摩耗性は、下記の実施例１０に記載の試験の際の質量損失の形で表したとき、寸法が１５×１０ｍｍの曝露された平坦表面に対し、０．２０ｇ未満であり、好適には０．１９ｇ未満であることを発見した。

本発明による製品は、損傷許容特性が優れている。航空機建造の構造要素として用いることができる。本発明の推奨実施態様において、該製品は幅ｗ＝７６０ｍｍ、初めの亀裂長さ２ａ₀＝２５３ｍｍのＣＣＴ型試験片でＡＳＴＭ規格Ｅ５６１によって測定したときのＴ−Ｌ方向の平面応力に対する靱性Ｋ_Rが、６０ｍｍのデルタａ_effについて少なくとも１６５ＭＰａ√ｍ、また好適には少なくとも１７５ＭＰａ√ｍである。その疲労亀裂伝播強度は、胴体被覆に現在使用されている板材のそれと同等である。

本発明による製品、とくにＺｎ ４．０−６．０％、Ｍｇ ０．７−１．５％、Ｍｎ＜０．６０％によって定義される狭い組成範囲に属するものは、このように損傷許容の特別な要求事項（靱性、疲労亀裂伝播強度）に答えなければならない構造要素として使用するのに適している。ここで力学的構造物の「構造の要素」または「構造要素」と呼ばれるのは、その弱体化した部分が、前記構造物、その使用者、その利用者、その他の人の安全性を危険にするおそれのある力学的部品である。飛行機の場合、これらの構造要素にはとくに胴体を構成する要素（胴体外板（英語でｆｕｓｅｌａｇｅ ｓｋｉｎ）、胴体の補剛材または縦通材（英語でｓｔｒｉｎｇｅｒｓ）、隔壁（英語でｂｕｌｋｈｅａｄｓ）、胴体フレーム（ｃｉｒｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｆｒａｍｅｓ））、主翼（翼材の外板（ｗｉｎｇ ｓｋｉｎ）、補剛材（ｓｔｒｉｎｇｅｒｓまたはｓｔｉｆｆｅｎｅｒｓ）、リブ（ｒｉｂｓ）および桁（ｓｐａｒｓ））と尾翼、ならびに床梁（ｆｌｏｏｒ ｂｅａｍｓ）、座席レール（ｓｅａｔ ｔｒａｃｋｓ）およびドアが含まれる。もちろん、本発明は圧延金属板から製造できる構造の要素のみに関するものである。より詳細には、本発明による製品は従来の接合（とくに鋲留め）または溶接接合の、胴体被覆板として使用するのに適している。

本発明による製品は、したがって、機械製造の力学的要素として使用するのにとくに適した、力学的強度、損傷許容特性、溶接性、耐剥離腐食性および耐応力腐食性、摩耗強度などの特性の有利な組み合わせを備えた製品を得ることを可能にする。とくに、産業用車両、ならびに荷台、タンク、コンベヤなどの顆粒状製品のストック、輸送、管理機器に使用するのに適している。

他方で、本発明による方法はとりわけ簡単で迅速である；その利用コストは、同等の使用特性を有する製品に導く可能性のある現状技術による方法のコストよりも低い。

本発明は非制限な特性によってよりよく理解することができる。実施例１と２は現状技術に属する。実施例３、４、８および９は本発明に対応する。実施例５、６、７、９および１０はそれぞれ本発明を現状技術とを比較している。

この実施例は、先行技術による変形の範囲に対応する。二枚の板ＡとＢを半連続鋳造で製造した。それらの組成は表２に示した。元素の化学分析は、湯道で採取した液状金属から得られた小塊に対して蛍光Ｘ線分析（元素ＺｎとＭｇについて）と閃光分光分析（その他の元素）によって実施した。

圧延板は５３０℃で２２時間再加熱し、炉から出して、５１５℃の温度に達したらすぐに熱間圧延した。熱間圧延された帯材は厚さ６ｍｍに巻き取られたが、このステップは、完全に巻き取った後のコイルの縁で（巻き取りの半分の厚みで）測定した温度が２６５℃と２７５℃の間に含まれるように実施され、この値はコイルの両側面で実施した２回の測定の平均値である。熱間圧延の後、コイルは裁断され、得られた金属板の一部を厚みが４ｍｍになるまで冷間圧延した。

圧延後に、全ての金属板は、４６０℃と５６０℃の間に含まれる温度で４０分間空気炉で溶解され、水焼き入れされ、約２％引張った。このようにして得られた製品の一部をそのままＴ４の冶金の状態で特性化したが、これは溶接熱影響部に対応するものである。他の部分を、１００℃４時間の段階と、それに続く１４０℃２４時間の段階を含む焼き戻し処理Ｔ６にかけた。

Ｔ４の冶金の状態の製品は、層状腐食（ＥＸＣＯとＳＷＡＡＴ試験）だけで特性化されるが、なぜなら、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ合金では最も層状腐食を受けやすい状態であるためである（参照：とくに論文“Ｔｈｅ ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙ ｏｆ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙ ７０２０ ｗｅｌｄｅｄ ｓｈｅｅｔｓ”、Ｍ．Ｃ． Ｒｅｂｏｕｌ、 Ｂ．Ｄｕｂｏｓｔ ＆ Ｍ． Ｌａｓｈｅｒｍｅｓ、 Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｓｃｉｅｎｃｅ誌、ｖｏｌ２５ｍ Ｎｏ． １１、 ｐｐ．９９９−１０１８、 １９８５）。Ｔ６状態の製品については、横―縦方向に弾性限界が測定され、耐層状腐食性（完全な厚みの試験片またはその表面の半分において芯まで加工した試験片における、ＳＷＡＡＴ試験後の質量損失）を評価した。Ｔ６状態が応力腐食を最も受けやすいため（参照：上述のＲｅｂｏｕｌらの論文）、応力腐食感受性はこの状態についてのみ、二つの方向で求められた。結果は表３と４に示した。金属板の番号の最初の文字は組成を、二番目のものは圧延の範囲を（Ｃ＝熱間で６ｍｍ、Ｆ＝熱間＋冷間で４ｍｍ）、最後のものは溶解温度を示している（Ｂ＝低温５００℃、Ｈ＝高温５６０℃）。

ここで分かるように、層状腐食感受性は、組成Ｂによる合金（製作方法と試験条件は同一）が最も低い。この感受性はＴ６状態よりもＴ４状態の方がはるかに大きい。該感受性は、溶解温度が上昇するか、または合金が冷間圧延工程を受けると低下する。

ここで分かるように、応力腐食感受性（ＣＳＣ）は組成Ｂによる合金の方が高い。この感受性は溶解温度とともに上昇する。

ＡＣＨおよびＢＣＨと命名した、６ｍｍに圧延され、５６０℃で溶解された実施例１から得られた金属板を、Ｔ６状態で溶接した。溶接はＳｏｕｄｕｒｅ Ａｕｔｏｇｅｎｅ Ｆｒａｎｃａｉｓｅ社によって提供された、直径１．２ｍｍの５１８３合金（Ｍｇ ４．８１％、Ｍｎ ０．６１５％、Ｔｉ ０．１２０％、Ｓｉ ０．０３５％、Ｆｅ ０．１３０％、Ｚｎ ０．００１％、Ｃｕ ０．００１％、Ｃｒ ０．０７５％）製の溶接ワイヤーで、平滑電流の自動ＭＩＧ溶接によって、Ｘ字に開先して、横―縦方向で実施された。

引張試験片（幅２５ｍｍ、対称に揃えたビード、試験片の有効な長さと精密伸び計の長さは（Ｗ＋２ｅ）に等しく、Ｗはビードの幅を、ｅは試験片の厚みを意味する）は、接合部が中央にくるように、溶接に対して垂直に長手方向で採取された。特性化は溶接後１９、３１および９０日目に実施されたが、なぜなら、当業者には、この種の合金について溶接後の力学的特性が熟成の最初の数週間に大幅に上昇することが知られているためである。それらの表面の半分について半分の厚みにまで加工された試験片は、ＳＷＡＡＴ試験とＥＸＣＯ試験にもかけられた。結果は表５（Ｔ６状態の基材の金属上での特性）と表６（溶接金属上の特性）に示されている。

ここで分かるように、組成Ｂによる合金は、溶接後の力学的特性が、組成Ａによる合金より劣る。溶接後、二つの合金の耐層状腐食性は、基材の金属の挙動よりも低下した。

この実施例は本発明に対応する。板Ｃを半連続鋳造で製造した。その組成は、実施例１で得られた板Ｂのそれと同一である。板は、５５０℃１３時間（この段階での時間）に続いて５４０℃の圧延段階の後に、熱間圧延した。可逆圧延機での、板を１５．５ｍｍの厚みにする第一の過程において、圧延機の出口温度はおよそ４９０℃である。圧延された板は、次に２６０℃程度の温度まで散水または自然対流によって冷却される。この温度でタンデム圧延機（３ケージ）に入れられ、６ｍｍの最終厚みまで圧延され、そして巻き取られる。実施例１と同様に測定したコイルの巻き取り温度は、約１５０℃である。自然に冷却した後、コイルは金属板に裁断された。該金属板は平らにされ、他のいっさいの変形作業にかけられていない。

実施例１および２と同様に、得られた金属板（記号Ｃ）は、製造したままで（長さ方向および縦横方向の静的力学特性、層状腐食、応力腐食）および溶接後に（静的力学特性、層状腐食）特性化された。溶接は、実施例２と同じ時に、同じ方法で実施された。その表面の半分について厚みの半分にまで加工された試験片は、ＳＷＡＡＴおよびＥＸＣＯ試験にかけられた。結果は、表７と８（非溶接金属板）と表９（溶接金属板）にまとめられている。

本発明による未加工の金属板（非溶接）は、耐層状腐食性が、同じ組成で、はるかに複雑な製造方法で製造したＢＣＨ金属板よりも低い。反対に、その耐応力腐食性は同等である。

溶接後、本発明による金属板の力学的強度は、先行技術による方法で製造されたＡＣＨおよびＢＣＨ金属板のそれよりもはるかに優れている。溶接接合部におけるその耐層状腐食性は同等である。

本発明による方法は、実施例の先行技術による方法よりも約１２０℃低い温度で巻き取りを実施することが分かる。

実施例３で得られた金属板Ｃは、１４０℃の温度での焼き戻し型の補足の熱処理にかけられた。このようにして得られたサンプルは、次に実施例３のごとく特性化した（Ｌ方向の静的力学特性と層状腐食）。結果は表１０と図にまとめられた（黒点と黒線は弾性限界に、棒はＳＷＡＡＴ試験の際の質量損失に対応する）。

この結果は、本発明による製品の層状腐食挙動を、焼き戻しの簡単な追加処理によって、あるいはやや高めの巻き取り温度によって大幅に改善することが可能であり、またおそらく溶接後に力学特性も低下しないということを示している。

実施例１、２および３のサンプルＡＣＨ、ＢＣＨ、ＢＦＨおよびＣの微細構造は、電解放射型走査電子顕微鏡によって（Ｐｔ／Ｐｄの伝導性の蒸着を施した、Ｌ−ＴＣ採取方向に研磨した断面に実施した、ＢＳＥモード（後方散乱電子）、加速電圧１５ｋＶ、ダイヤフラム３０μｍ、作業距離１０ｍｍのＦＥＧ−ＳＥＭ）、および透過電子顕微鏡によって（ＴＥＭ、Ｌ−ＴＣ採取方向、電圧２０Ｖで−３５℃のメタノールにおける３０％ＨＮＯ₃の二重噴射による電解的な薄化による薄板の調製）、特性化された。全てのサンプルは金属板の半分の厚みで採取された。

一方のサンプルＡＣＨ、ＢＣＨとＢＦＨと他方のサンプルＣとの間に大きな差が認められる：
・粒界に析出のない区域（ＰＦＺ＝ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ-ｆｒｅｅ ｚｏｎｅ）の幅は、サンプルＡＣＨ、ＢＣＨおよびＢＦＨではおよそ２５から３５ｎｍ、サンプルＣではおよそ１２０から１４０ｎｍである。
・粒界のＭｇＺｎ₂型の析出の平均寸法は、サンプルＡＣＨ、ＢＣＨおよびＢＦＨではおよそ３０から６０ｎｍであるが、サンプルＣでは２００から４００ｎｍの間に含まれる。

金属板ＡＣＨ、金属板ＢＣＨ（実施例１に記載のごとく製造）と金属板Ｃ（実施例３に記載のごとく本発明による製造）は、実施例２と３に記載のようにＴＬ（縦横）方向で溶接された。溶接接合部を通る研磨断面（ＴＣ−Ｌ面）において、次に、接合部に対して垂直直線上で行った連続する測定によって、接合部の微細硬度を測定した。表１１と図６に値が示されている。Ｄｉｓｔパラメータ［ｍｍ］は、溶接ビードの中心に対する測定点の距離を示す。硬度の値はＨｖ（ビッカース硬度）で示された。

基材の金属板の製造方法が、この基材の金属板で得られた溶接接合部の特性に影響することが分かる：本発明による方法から製造した、金属板Ｃによって製造された溶接接合部は、同じ組成だが既知の方法によって製造されたＢＣＨ金属板によって製造された溶接接合部よりも、溶接接合部の熱影響部（ＨＡＺ＝ｈｅａｔ−ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）の硬度がはるかに高い（Ｄｉｓｔ＝［−５．５、−１．５］と［＋１．５、＋５．５］）。他方で、本発明による方法によって製造された金属板Ｃについて、熱影響部は、基材金属よりも高い硬度を示すが、これは全く異常なことである。

欧州特許出願第１１７０１１８Ａ１号明細書の実施例３に記載の方法によって、両面が合金１３００でめっきされた６０５６合金金属板を調製した。６０５６の心板の化学組成は、表１２に示した。これらの製品を本特許出願の実施例３の金属板Ｃと比較する。

幅ｗ＝７６０ｍｍ、初めの亀裂長さ２ａ₀＝２５３ｍｍのＣＣＴ型試験片で、ＡＳＴＭ規格Ｅ５６１に従ってＴ−Ｌ方向の平面応力に対する靱性を測定した。試験片の厚みは、表１２に示した。試験は、亀裂デルタａの拡張に応じて引裂強度Ｋ_Rを与える、材料の曲線Ｒを決定する。結果は表１３と図７にまとめた。

さらに幅ｗ＝４００ｍｍ、初めの亀裂長さ２ａ０＝４ｍｍのＣＣＴ型試験片おいて、Ｒ＝０．１について、Ｔ−Ｌ方向で、ＡＳＴＭ規格Ｅ６４７に従って、周波数ｆ＝３Ｈｚで亀裂伝播速度ｄａ／ｄｎも決定した。試験片は、完全な幅の金属板から切り取られた。結果は図８にまとめた。

本発明による製品は、既知の基準となる製品よりも平面応力に対する靱性Ｋ_Rが優れているが、高いデルタＫの値での亀裂伝播速度ｄａ／ｄＮ（Ｔ−Ｌ）はほぼ同等である。

本発明の方法によって表１４に示した組成の合金を製造した。

ここでＳ１と呼ばれる、該方法の重要なパラメータは：
Ｔ₁＝５５０℃、Ｔ₂＝５２０℃、Ｔ₄＝２６７℃、Ｔ₅＝２６７℃、Ｔ₆＝２１０℃である。

温度Ｔｓは６０３℃であった（数値計算法で得られた値）。帯材の最終的な厚みは６ｍｍ、幅は２４００ｍｍであった。

ここで最終製品は全く再結晶を示さないことが分かる。Ｌ／ＴＣ平面において、半分の厚みで粒の厚みがおよそ１０μｍの繊維状の微細構造が認められる。

コイルの真ん中で完全な幅で切り出された代表的な金属板は、半分の幅で、表１５に示した力学的特性を示した：

ＥＸＣＯ試験で評価した耐腐食性は、表面および半分の厚みでＥＡであった。ＳＷＡＡＴ試験で評価した耐腐食性は、表面および半分の厚みでＰであり、そして質量損失は表面で０．５２ｇ／ｄｍ²、半分の厚みで０．１７ｇ／ｄｍ²であった。

本発明の方法によって、表１６に組成を示した合金を製造した。

四本のコイル（幅２４１５ｍｍ）は、異なる加工条件で調製された。くわえて、実施例８による（ここでＳ２と呼ぶ）組成Ｓのコイルを加工した（幅１５００ｍｍ）。

この方法の主たるパラメータ（温度は全て℃）：

合金Ｕの温度Ｔｓは６００℃（数値計算法で得られた値）であった。帯材Ｕ３とＵ４の厚みは６ｍｍ、帯材Ｕ１、Ｕ２およびＳ２の厚みは８ｍｍであった。

コイルの真ん中で完全な幅で切り出された代表的な金属板は、半分の幅で、表１８に示した力学的特性を示した：

本発明による（記号７１０８ Ｆ７）、および先行技術による（記号５０８６ Ｈ２４、５１８６ Ｈ２４、５３８３ Ｈ３４、７０２０ Ｔ６、７０７５ Ｔ６と７１０８ Ｔ６）方法によって得られた、様々な金属板の微細構造と摩耗強度を比較した。表１９は、これらの金属板の力学特性と微細構造に関する結果をまとめたものである。

材料７１０８ Ｔ６は実施例２の合金Ｂの組成を有し、材料ＢＣＨに近い。材料７１０８ Ｆ７は、実施例２と同じ組成Ｂを有する。

摩耗強度は例えば、荷台での砂の積み込み、輸送および積み降ろしの際の条件を再現する、独自の装置を用いて特性化した。この試験は、砂で充填されたタンク内における往復の上下運動を受けるサンプルの質量損失を測定するものである。タンクの直径は約３０ｃｍ、砂の高さは約３０ｃｍである。サンプルホルダーは、ロッドの往復の上下運動を保証する複動ジャッキに接続される垂直ロッドに固定されている。サンプルホルダーは角度が４５度のピラミッド型である。ピラミッドの頂点は砂の中に沈んでいる。１５×１０×５ｍｍの寸法を有する試験サンプルは、それらの表面がピラミッドの対応する面に接するように、ピラミッドの面に填め込まれる；砂に曝露されるのは、平面Ｌ−ＴＬ（寸法１５×１０ｍｍ）に対応する面である。砂の中へのサンプルの進入は、深さが２００ｍｍであった。

全てのサンプルに同じ操作態様が使用された。サンプルをアセトンによって脱脂すること、同じ量の規格化された同じ砂（ＮＦ規格ＥＮ１９６−１による）量をタンクに充填すること、１０００サイクル毎に機械を停止して使用済みの砂を新しい砂に交換すること、（アセトンと空気で洗浄してから）２０００サイクル毎にサンプルを秤量すること、１００００サイクル後に試験を停止することが含まれる。結果は表２０に示した：

記載された質量損失の値は三回の試験の平均である；信頼間隔はおよそ±０．０１から０．０２ｇである；これはこの試験の優れた反復性を強調するものである。

表１９は、一方（記号Ｔ６）が既知の方法で得られたものであり、他方（記号Ｆ７）が本発明の対象となる方法によって得られた、二つの合金７１０８製品を比較して、本発明による製品のきわめて特別な微細構造を示している。表２０は、摩耗強度に対するこの微細構造の効果を示している。すぐに分かるように、本発明による製品は標準製品５０８６Ｈ２４よりも摩耗強度が優れている。これは産業用車両ならびに荷台、タンク、コンベヤなどの顆粒状製品のストック、輸送、管理機器に使用するのに適していることを強調するものである。

時間−温度のグラフにおける典型的な製造範囲を示した図。 層状腐食試験に用いた試験片を表した図。 応力腐食試験に用いた試験片を表した図。 （応力腐食）低速引張試験の原理を示したグラフ。 本発明による中間製品と、前記中間製品とは異なる五つの熱処理について、Ｌ方向の弾性限界（黒い曲線で結ばれた黒点）と層状腐食試験の際の質量損失（棒）を比較したグラフ。 溶接された三つの異なるサンプルについて、溶接部分におけるビッカース微小硬度を比較したグラフ。 六つの異なる金属板について、亀裂の広がり（デルタａ）に応じた引裂強度Ｋｒを比較したグラフ。 本発明による金属板と先行技術による金属板の亀裂伝播速度ｄａ／ｄｎを比較したグラフ。

Claims (32)

1. Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ型アルミニウム合金製中間圧延製品の製造方法であり、該方法は、以下の過程から成ることを特徴とするものである：
   ａ）（質量パーセントで）
   Ｍｇ０．５−２．０、Ｍｎ＜１．０、Ｚｎ３．０−９．０、Ｓｉ＜０．５０、Ｆｅ＜０．５０、Ｃｕ＜０．５０、Ｔｉ＜０．１５、Ｚｒ＜０．２０、Ｃｒ＜０．５０
   を含有し、残りがアルミニウムとそれらに不可避の不純物である、Ｚｎ／Ｍｇ＞１．７の板材を半連続鋳造で製造する過程と；
   ｂ）前記板材を、Ｔｓが合金の焼き付き温度である、５００℃≦Ｔ₁≦（Ｔｓ−２０℃）になるように選択した温度Ｔ₁で、均質化または再加熱にかける過程と、
   ｃ）入口温度Ｔ₂が、（Ｔ₁−６０℃）≦Ｔ₂≦（Ｔ₁−５℃）になるように選択され、圧延方法が、出口温度Ｔ₃が（Ｔ₁−１５０℃）≦Ｔ₃≦（Ｔ₁−３０℃）かつＴ₃≦Ｔ₂になるように実施される、熱間圧延機における一回または複数回の圧延パスを含む熱間圧延の第一の過程を実施する過程と；
   ｄ）熱間圧延の前記第一の過程から得られた帯材を、迅速に温度Ｔ₄に冷却する過程と；
   ｅ）入口温度Ｔ₅が、Ｔ₅≦Ｔ₄かつ２００℃≦Ｔ₅≦３００℃になるように選択され、圧延方法が、巻き取り温度Ｔ₆が（Ｔ₅−１５０℃）≦Ｔ₆≦（Ｔ₅−２０℃）になるように実施される、前記帯材の熱間圧延の第二の過程を実施する過程。
2. 亜鉛含有率が４．０と６．０％の間に含まれ、Ｍｇ含有率が０．７と１．５％の間に含まれ、Ｍｎ含有率が０．６０％未満であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. Ｃｕ＜０．２５％であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
4. 合金が、７０２０、７１０８、７００３、７００４、７００５、７００８、７０１１、７０２２合金で形成される群から選択されることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
5. 合金がさらに、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕ、Ｈｆ、Ｙｂで形成される群から選択された一つまたは複数の元素を含有し、それらの濃度は次の値を超えないことを特徴とする、請求項１から３のいずれか一つに記載の方法：
   Ｓｃ＜０．５０％また好適には＜０．２０％、
   Ｙ＜０．３４％また好適には＜０．１７％、
   Ｌａ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｌｕは、それぞれ＜０．１０％また好適にはそれぞれ＜０．０５％、
   Ｈｆ＜１．２０％また好適には＜０．５０％、
   Ｙｂ＜０．５０％また好適には＜０．２５％。
6. 前記中間圧延製品の厚みが、３ｍｍと１２ｍｍの間に含まれることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一つに記載の方法。
7. 前記中間圧延製品が、１％と９％の間に含まれる冷間圧延、および／または８０℃と２５０℃の間に含まれる温度における１段階または複数段階からなる補足の熱処理にかけられ、この補足の熱処理は、前記冷間圧延の前後またはその途中に行うことができることを特徴とする、請求項の１から６のいずれか一つに記載の方法。
8. 温度Ｔ₃が（Ｔ₁−１００℃）≦Ｔ₃≦（Ｔ₁−３０℃）、および／または温度Ｔ₂が（Ｔ₁−３０℃）≦Ｔ₂≦（Ｔ₁−５℃）であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一つに記載の方法。
9. 温度Ｔ₃が、合金のソルバス温度を超えることを特徴とする、請求項１から８のいずれか一つに記載の方法。
10. 合金が７１０８合金であり、そして温度Ｔ₁からＴ₆がそれぞれ：
    Ｔ₁＝５５０℃、Ｔ₂＝５４０℃、Ｔ₃＝４９０℃、Ｔ₄＝２７０℃、Ｔ₅＝２７０℃、Ｔ₆＝１５０℃、
    であることを特徴とする、請求項１から９のいずれか一つに記載の方法。
11. 少なくとも２５０ＭＰａの弾性限界Ｒ_p0.2、少なくとも２８０ＭＰａの破断限界Ｒ_m、少なくとも８％の破断伸びを有することを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一つに記載の方法によって得ることができる製品。
12. 少なくとも２９０ＭＰａの弾性限界Ｒ_p0.2、少なくとも３３０ＭＰａの破断限界Ｒ_mを有することを特徴とする、請求項１１に記載の製品。
13. 亜鉛含有率が４．０と６．０％の間に含まれ、Ｍｇ含有率が０．７と１．５％の間に含まれ、Ｍｎ含有率が０．６０％未満（また好適には０．２５％未満）であることを特徴とする、請求項１１または１２に記載の製品。
14. 銅含有率が０．２５％未満であることを特徴とする、請求項１３に記載の製品。
15. 前記製品の粒界に析出物のない部分の幅が１００ｎｍを超え、好適には１００から１５０ｎｍの間に、さらに好適には１２０から１４０ｎｍの間に含まれることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の製品。
16. 粒界のＭｇＺｎ₂型の析出物が、平均の大きさが１５０ｎｍを超え、好適には２００と４００ｎｍの間に含まれることを特徴とする、請求項１５に記載の製品。
17. 顆粒の横幅方向の厚みが３０μｍ未満、好適には１５μｍ未満、さらに好適には１０μｍ未満である、繊維状の構造を有することを特徴とする、請求項１１から１６のいずれか一つに記載の製品。
18. 顆粒の厚み／長さ比が６０を、好適には１００を超えることを特徴とする、請求項１７に記載の製品。
19. 溶接構造物の製造のための、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
20. 道路輸送用または鉄道輸送用の製造のための、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
21. 産業用車両の製造のための、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
22. 荷台、タンクまたはコンベヤ等の顆粒状製品のストック、輸送または管理機器の製造における、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
23. 自動車部品の製造のための、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
24. 航空機製造の構造要素としての、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の圧延製品の使用。
25. 前記構造要素が胴体被覆板であることを特徴とする、請求項２４に記載の使用。
26. 前記要素の少なくとも二つが溶接によって接合されることを特徴とする、請求項１９から２５のいずれか一つに記載の使用。
27. 前記二つの製品の間の溶接接合部におけるその弾性限界Ｒ_p0.2が、少なくとも２００ＭＰａであることを特徴とする、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の少なくとも二つの製品で実現された溶接構造。
28. 前記二つの製品の間の溶接接合部におけるその弾性限界Ｒ_p0.2が、少なくとも２２０ＭＰａであることを特徴とする、請求項２７に記載の溶接構造。
29. 前記二つの製品の間の溶接接合部におけるその弾性限界Ｒ_mが、少なくとも２５０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１１から１８のいずれか一つに記載の少なくとも二つの製品で実現された溶接構造。
30. 前記二つの製品の間の溶接接合部におけるその弾性限界Ｒ_mが、少なくとも３００ＭＰａであることを特徴とする、請求項２９に記載の溶接構造。
31. 熱影響部の硬度が１００ＨＶ以上、好適には１１０ＨＶ以上、さらに好適には１１５ＨＶ以上であることを特徴とする、請求項２７から３０のいずれか一つに記載の溶接構造。
32. 熱影響部の硬度が、最も低い硬度を有する基材の金属板の硬度と少なくとも同じ大きさであることを特徴とする、請求項３１に記載の溶接構造。
    
    

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