JP2007107026A - 冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊 - Google Patents

Abstract

【課題】双ロール式連続鋳造方法によって鋳造され、優れた冷間圧延性を有する、高MgのAl-Mg 系冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊を提供することである。
【解決手段】双ロール式連続鋳造方法によって鋳造された、冷間圧延用の板厚が30mm以下のアルミニウム合金板状鋳塊を、質量% でMg:8% を超え14% 以下を含み、残部Alおよび不純物からなり、この板状鋳塊の板厚方向の任意の断面の20μm 四方における、電子線プローブマイクロアナライザによって測定された、測定点が1000点以上の平均Mg濃度を、板状鋳塊の板厚全域に亙って測定し、これら測定された各平均Mg濃度の99% 以上が、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内であることとして、冷間圧延性を向上させる。
【選択図】なし

Description

本発明は、双ロール式連続鋳造方法によって鋳造され、優れた冷間圧延性を有する、冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊に関するものである。

周知の通り、従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、各種アルミニウム合金板（以下、アルミニウムをAlとも言う）が、合金毎の各特性に応じて汎用されている。

これらのアルミニウム合金板は、多くの場合、プレス成形などで成形されて、上記各用途の部材や部品とされる。この点、高成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。

このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。

このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。

これに対し、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、8%を超える高Mg化をさせると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。この理由は、鋳造の際に鋳塊にMgが偏析したり、通常の熱間圧延では、Al-Mg 系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。

一方、高MgのAl-Mg 系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高MgのAl-Mg 系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。

また、高MgのAl-Mg 系合金のMg含有許容量を増加させるために、FeやSi等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。このため、Mg含有許容量の増加には限界があり、Mgが8%を超える量を含有させることは困難であった。

このため、従来から、高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷鋳型 (双ロール) 間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、アルミニウム合金薄板とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。

双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて１〜３桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ200 〜 600mm）のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さらに鋳塊の均質化処理も省略出来る場合がある。

このような双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の、成形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても提案されている。例えば、高MgのAl-Mg 系合金板の、Al-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１参照) 。また、10μm 以上のAl-Mg 系金属間化合物の個数を300 個/mm²以下とし、平均結晶粒径が10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (特許文献２参照) 。
特開平7 −252571号公報 (全文) 特開平8 −165538号公報 (全文)

双ロール式連続鋳造法を用いて、成形用の高MgのAl-Mg 系合金薄板を製造する場合、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できても、鋳造された板状鋳塊の所定の板厚への冷間圧延は必要である。

しかし、Al-Mg 系合金板状鋳塊のMg含有量が高いほど、冷間圧延によって加工硬化しやすくなるという問題がある。このため、高MgのAl-Mg 系合金板状鋳塊ほど、冷間圧延の途中で、板幅方向の両端部に、所謂耳割れと称せられる、板の端部割れが生じやすくなる。

また、高MgのAl-Mg 系合金板状鋳塊ほど、板厚方向にMgが偏析しやすく、このようなMgの偏析が大きくなった場合、冷間圧延の途中で、板長手方向の両端部における耳割れが著しく大きくなるという問題がある。この耳割れ拡大の傾向は、タンデム式冷間圧延機やリバース式冷間圧延機において、1 パス当たりの圧下量が比較的大きい場合に、特に顕著になる。このようなMgの偏析が著しく大きくなった場合、冷間圧延途中に板長手方向の両端部のトリミングを行なったとしても、冷間圧延自体ができなくなる恐れがある。また、歩留りなど生産効率が著しく低下する。

これに対して、高強度のAl-Mg 系のアルミニウム合金板のMg含有量などの合金元素量を少なくして、Mgの偏析や冷間圧延時の加工硬化量を下げる手段も考えられる。しかし、これでは、高MgなAl-Mg 系合金の優れた強度延性バランスなどの特徴が失われる。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、双ロール式連続鋳造方法によって鋳造され、優れた冷間圧延性を有する、冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊を提供することである。

この目的を達成するために、本発明冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊の要旨は、双ロール式連続鋳造方法によって鋳造された、冷間圧延用の板厚が30mm以下のアルミニウム合金板状鋳塊であって、質量% でMg:8% を超え14% 以下を含み、残部Alおよび不純物からなり、この板状鋳塊の板厚方向の任意の断面の20μm 四方における、電子線プローブマイクロアナライザによって測定された、測定点が1000点以上の平均Mg濃度を、板状鋳塊の板厚全域に亙って測定し、これら測定された各平均Mg濃度の99% 以上が、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内であることとする。
なお、前記アルミニウム合金状鋳塊は、前記Mg以外の元素として、Fe:1.0% 以下、Si:5.0% 以下、Mn:5.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下を含有することを許容する。
また、前記板状鋳塊の幅方向両端部が長手方向に亙ってトリミングされており、このトリミング後の鋳塊端部から1mm だけ中心側部分での板厚taと、10mmだけ中心側部分での板厚tbの比、ta／tbが0.95〜1.05の範囲であることが好ましい。

本発明では、上記要旨において、Mg含有量とMg濃度との表現を使い分けている。即ち、アルミニウム合金板状鋳塊における合金元素としてのMg含有量を言う際にはMg含有量と言い、このMg含有量の板厚方向などの板状鋳塊の部位による偏析度を言う場合には、Mg濃度と言う。

本発明では、高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊における、板厚方向に亙ってのMgの偏析度合い（Mg濃度分布あるいはMg含有量分布) を抑制して、Mgの偏析（濃度むら）に起因する、冷間圧延の途中で発生する板長手方向の両端部における耳割れを抑制する。即ち、高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊における、板厚方向に亙ってのMgの偏析を抑制して、このアルミニウム合金板状鋳塊の冷間圧延性を向上させる。

本発明で言う、アルミニウム合金板状鋳塊の冷間圧延性とは、冷間圧延 (パス) の途中で、中間焼鈍および板の端部のトリミングを施さずに、冷間圧延できることを言う。本発明によれば、高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊であっても、通常の造塊による6%以下の5000系(Al-Mg系) アルミニウム合金板のような、冷間圧延 (パス) の途中での、中間焼鈍および板の端部のトリミングが省略できる。

(Mg 偏析)
本発明では、前記下通り、高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊における、板厚方向に亙ってのMgの偏析を抑制して、このアルミニウム合金板状鋳塊の冷間圧延性を向上させる。このために、前記アルミニウム合金板状鋳塊の、板厚方向の任意の断面の20μm 四方における、電子線プローブマイクロアナライザによって測定された、測定点が1000点以上の平均Mg濃度を、板状鋳塊の板厚全域に亙って測定し、これら測定された各平均Mg濃度の99% 以上が、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内であることとする。

これによって、アルミニウム合金板状鋳塊の冷間圧延 (パス) の途中で、中間焼鈍および板の端部のトリミングを施さずに、冷間圧延できる。また、このような冷間圧延によっても冷間圧延板の成形性を低下させずに、保証できる。

一方、全平均Mg濃度の1.3 倍以内となる、測定された各平均Mg濃度が99% 未満であれば、板状鋳塊の板厚方向の各箇所において、Mg濃度がプラス側に大きく偏析していることを意味する。このため、冷間圧延時に不均一変形が生じ、冷間圧延の際の歪みが、板長手方向の両端部に集中することとなり、耳割れが大きく発生することとなる。

この耳割れ拡大の傾向は、タンデム式冷間圧延機やリバース式冷間圧延機において、1 パス当たりの圧下量が比較的大きい場合に、特に顕著になる。このような場合には、冷間圧延途中に板長手方向の両端部のトリミングを行なったとしても、冷間圧延自体ができなくなる恐れがある。また、歩留りなど生産効率が著しく低下する。

(Mg濃度測定)
上記規定において、板厚方向に亙る各Mg濃度の測定は、全板厚の範囲とする。この各Mg濃度の測定には、線分析が可能なEPMA( 電子線プローブマイクロアナライザ) を用い、高MgのAl-Mg 系Al合金板の板幅方向の断面を板厚方向に走査して全板厚の範囲における、特定面積範囲でのMg濃度を測定する。

再現性のために、この特定面積範囲は、板厚方向の任意の断面の20μm 四方とし、同様に、この範囲のMg濃度を、測定点が1000点以上、EPMAによりMg濃度を測定し、これら1000点の測定Mg濃度の平均 (平均Mg濃度) を求める。この測定を板状鋳塊の板厚全域に亙って測定し、板状鋳塊の板厚全域に亙る、複数の各平均Mg濃度を求める。

そして、これら測定された複数の各平均Mg濃度の全平均Mg濃度を求め、この全平均Mg濃度に対する、これら測定された複数の各平均Mg濃度を各々比較する。その上で、測定された平均Mg濃度が、全平均Mg濃度の1.3 倍以内である平均Mg濃度箇所の、測定された平均Mg濃度全箇所数に対する割合(%) を求める。

この際、板状鋳塊全体としての再現性を得るために、板状鋳塊の板厚方向に亙る各Mg濃度の測定箇所を、板状鋳塊の複数箇所とする。この複数箇所とは、板状鋳塊幅方向の中心部と板状鋳塊幅方向の両端部の3 箇所とし、高MgのAl-Mg 系Al合金板の長手方向に亙って適当に距離を置いた3 箇所において、各々測定する。そして、これら合計9 箇所における、全平均Mg濃度の1.3 倍以内である平均Mg濃度箇所の割合(%) を各々求め、これらを平均化する。

(化学成分組成)
本発明Al合金板状鋳塊（冷間圧延されたAl合金板）における化学成分組成の、各合金元素の意義及びその限定理由について以下に説明する。本発明Al合金板は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とする。

また、前記Mg以外の元素としては、Fe:1.0% 以下、Si:5.0% 以下、Mn:5.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下と各々する。

(Mg:8%を超え14% 以下)
MgはAl合金板の強度、延性を高める重要合金元素である。Mg含有量が少な過ぎると、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴が出ず、プレス成形性が不足する。一方、Mg含有量が8%を超えて多過ぎると、製造方法や条件の制御を行なっても、板状鋳塊板厚方向に亙ってのMgの偏析度合いを、上記本発明範囲内に抑制することが難しい。また、加工硬化量も著しく大きくなる。この結果、冷間圧延の途中で、板幅方向の両端部に、所謂耳割れと称せられる、板の端部割れが生じやすくなる。また、冷間圧延板のプレス成形性も著しく低下する。したがって、Mgは、8%を超え14% 以下の範囲とする。

(Fe:1.0%以下、Si:5.0% 以下)
FeとSiは、スクラップなどの溶解原料から混入しやすく、できるだけ少ない量とする。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物量や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物量となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が5.0%、を各々超えた場合には、これらの化合物量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。この結果、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは5.0%以下、好ましくは1.0%以下に各々規制する。

この他、Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V 、Ti、B 、Ni、Be、希土類なども不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、例えば、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果、Ti、B には板状鋳塊組織の微細化効果などの効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を許容量以下含有することは許容する。これらの許容量は、各々、質量% で、Mn:5.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、B:0.05% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。この他、Ni、Be、希土類金属なども、Niは1.0%以下、Be、希土類金属はこれらの合計で0.1%以下の含有を許容する。

(製造方法)
以下に、本発明におけるAl-Mg 系板状鋳塊乃至Al合金板の製造方法につき説明する。

本発明の高MgのAl-Mg 系板状鋳塊は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊とし、この鋳塊を均熱処理後に熱間圧延、冷間圧延を施す、通常の製造方法でAl合金板を製造した場合、高Mg量となるほど、板状鋳塊を効率良く鋳造し工業的に製造することが難しい。

したがって、本発明の高MgのAl-Mg 系板状鋳塊乃至Al合金板を工業的に製造する場合は、双ロール式などの連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍とを組み合わせた製造法とし、最終的に、板厚0.5 〜3mm のAl合金冷延板とする。双ロール式連続鋳造であれば、冷却速度が格段に大きく、鋳塊の厚みが薄いために、Mgの偏析度合いが小さくなり、Mgの偏析度合いを、上記本発明範囲内に抑制することができる。

この点、前記双ロール式連続鋳造の際に、高Mg含有のアルミニウム合金溶湯を、回転する一対の双ロールに注湯して、この双ロールの冷却速度を100 ℃/s以上として、板厚1 〜13mmの範囲に、連続的に鋳造して製造されたものであることが好ましい。更に、より高いプレス成形性を確実に達成するためには、上記連続鋳造に際して、上記双ロール表面が潤滑されていないことが好ましい。

(双ロール式連続鋳造)
連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがある。しかし、高MgのAl-Mg 系Al合金板状鋳塊鋳造の際の冷却速度を後述する通り速くするためには、双ロール式連続鋳造が好ましい。

この双ロール式連続鋳造は、前記した通り、回転する一対の水冷銅鋳型などの双ロール間に、耐火物製の給湯ノズルから、上記成分組成のAl合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、Al合金薄板（板状鋳塊）とする。

(双ロール潤滑)
この際、双ロールとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いることが望ましい。従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を用いた場合、冷却速度が遅くなって、必要な冷却速度が得られない。このため、結晶粒が粗大となって、高MgのAl-Mg 系合金板の成形性が低下する。

また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、潤滑剤の濃度や厚みの不均一によって、冷却のムラが生じやすく、板の部位によっては凝固速度が不十分となりやすい。このため、Mg含有量が高くなるほど、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、Al-Mg 系合金板の成形性を均一にすることが困難となる可能性が高くなる。

(双ロール冷却速度)
例えば、鋳造する板厚が30mm以下の比較的薄板の範囲であっても、高MgのAl-Mg 系合金板の平均結晶粒径を微細化するためには、この双ロールによる鋳造の際の、板厚中心部の冷却速度は100 ℃/s以上のできるだけ大きい冷却速度 (凝固速度) が必要である。上記潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が速くても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に100 ℃/s未満となりやすい。このため、Mgの偏析度合いが大きくなり、Mgの偏析度合いを上記本発明範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出や成形性の低下を抑制できない。更に、高MgのAl-Mg 系合金板の平均結晶粒径を微細化できず、プレス成形性が著しく低下する。

なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和63年8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。

即ち、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (二次枝) の平均間隔d を交線法を用いて計測し (視野数3 以上、交点数は10以上) 、このd を用いて次式、d = 62×C ^-0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。したがって、この冷却速度は、板厚中心部における冷却速度＝凝固速度であるとも言える。

(双ロール鋳造板厚)
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は30mm以下の範囲とする。そして、好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が30mm、より厳しくは板厚が5mm を超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Mgの偏析度合いが大きくなり、Mgの偏析度合いを上記本発明範囲内に抑制することが難しくなる可能性がある。また、β相全般が粗大化したり、多量に析出する傾向がある。この結果、冷間圧延における耳割れが大きくなる可能性が高くなる。

(双ロール注湯温度)
Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋30℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度＋30℃を超えた場合、後述する鋳造冷却速度が小さくなり、Mgの偏析度合いが大きくなり、Mgの偏析度合いを上記本発明範囲内に抑制することが難しくなる。また、β相全般が粗大化したり、多量に晶出する可能性がある。この結果、冷間圧延における耳割れが大きくなる可能性が高くなる。また、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下する可能性がある。また、双ロールに圧下効果が小さくなり、中心欠陥が多くなって、Al合金板としての基本的の機械的性質自体が低下する可能性がある。

(双ロール周速)
回転する一対の双ロールの周速は1m /min 以上とすることが好ましい。双ロールの周速が1m /min 未満では、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。この点、双ロールの周速は速いほど良く、好ましい周速は30m/min 以上である。

(双ロールによる圧下)
本発明では、選択的に、あるいは必要に応じて、前記双ロールに注湯後に、双ロール間で凝固しつつある板状鋳塊に対して、双ロールによって、板状鋳塊の長さ1m当たりにつき300 トン以上、即ち、300 トン/m以上の圧下荷重を負荷しつつ鋳造しても良い。

この圧下荷重の負荷によって、注湯時や凝固中に発生したガスが、板状鋳片内から外部に放出されやすくなる。このため、凝固温度範囲が約100 ℃と広い高MgのAl-Mg 系合金であっても、ガスの鋳片組織内での滞留がなくなり、これに起因する空隙が抑制される。そして、その後の冷間圧延との相乗効果で、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することが可能である。

圧下荷重の負荷による、この作用効果は、勿論、鋳造する板厚や鋳造条件によっても左右されるが、鋳造する板厚が30mm以下の比較的薄板の範囲では、300 トン/m以上の圧下荷重によって発揮される。なお、300 トン/m以上とは、板状鋳塊の長手方向の長さ1m当たりの圧下荷重量 (トン) である。

（均質化熱処理）
均質化熱処理（均熱処理とも言う）は、Mgの偏析抑制のために、冷間圧延前に選択的に施される。

均質化熱処理は、400 ℃以上液相線温度以下で、必要時間行なう。この時間は双ロール式連続鋳造方法による薄板状鋳塊を、連続熱処理炉を使用して均質化熱処理する場合には 1秒(1s)以下が目安である。この均質化熱処理によって、Mgの偏析度合いが小さくなり、Mgの偏析度合いを、上記本発明範囲内に抑制することができる。

均質化熱処理するに際しては、鋳塊の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が小さいと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、昇温時は鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲である。

このため、このような均質化熱処理を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、均質化熱処理温度への加熱の際に、鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。また、均質化熱処理温度からの冷却に際して、均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。

双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延せずに、冷間圧延される。但し、この冷間圧延前に、板状鋳塊の幅方向両端部が長手方向に亙ってトリミングされることが好ましい。

双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊では、双ロール式の特徴から、鋳造板の端部が溶湯の表面張力により丸くなったり、湯の差込によって板厚が薄くなりやすい。このため、幅方向両端部の板厚が、幅方向中心部に比して薄くなりやすい。このため、具体的には、鋳塊端部から1mm だけ中心側部分での板厚taと、鋳塊端部から10mmだけ中心側部分での板厚tbの比、ta／tbが0.95〜1.05の範囲を越える可能性が高い。このように、幅方向の両最端部の板厚が、幅方向中心部に比して薄くなり、上記ta／tbが0.95〜1.05の範囲を越えた場合、冷間圧延中に耳割れが生じやすくなる。

したがって、本発明では、冷間圧延前に、板状鋳塊幅方向の両方の端部を、各々両方とも、長手方向に亙ってトリミングし、幅方向の両方の端部の板厚を幅方向中心部に略同じとすることが好ましい。具体的には、このトリミングによって、このトリミング後の板状鋳塊の幅方向両端部が長手方向に亙ってトリミングされており、このトリミング後の、上記ta／tbが0.95〜1.05の範囲であることが好ましい。なお、これら板厚の規定は、板状鋳塊の幅方向の両方の端部面が、各々この条件を満足する必要がある。この点、片方の端部面のみが上記板厚条件を満足しても、冷間圧延中に耳割れが生じやすくなる。

（冷間圧延）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊は、オンラインでもオフラインでも熱間圧延せずに、冷間圧延される。冷間圧延では、双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊が、製品板の板厚0.5 〜3mm に冷間圧延されて、鋳造組織が加工組織化される。

本発明では、アルミニウム合金板状鋳塊の冷間圧延 (パス) の途中で、中間焼鈍および板の端部のトリミングを施さずに、冷間圧延できる。言い換えると、高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊であっても、冷間圧延 (パス) の途中での、中間焼鈍および板の端部のトリミングが省略できる。但し、冷間圧延される板状鋳塊の板厚が比較的厚い場合には、最終の冷間圧延における冷延率を60% 以下とすることが好ましい。

以下に本発明の実施例を説明する。表1 に示す種々の化学成分組成のAl-Mg 系Al合金溶湯（発明例Ａ〜Ｄ、比較例Ｅ、Ｆ）を、前記した双ロール連続鋳造法により、表2 に示す条件で、共通して鋳塊幅 (100mm)の各板厚鋳塊に鋳造した。

これら各Al合金薄板鋳塊を、表2 に示す条件で選択的に均熱処理した後、冷間圧延前に、板状鋳塊幅方向の両方の端部を、各々両方とも、長手方向に亙って、選択的にトリミングした。

トリミングは板状鋳塊の長手方向に亙って行い、トリミング（除去）代は、板状鋳塊の両端部を、板端部面から板中心部に向かって、板幅方向に亙って10mmの長さとした。また、このトリミングは、このトリミング後の、鋳塊端部から1mm だけ中心側部分での板厚taと、鋳塊端部から10mmだけ中心側部分での板厚tbの比、ta／tbが0.95〜1.05の範囲となるように行なった。

これらの板状鋳塊の板厚方向のMg濃度を前記した方法にて測定し、全平均Mg濃度と、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内である割合を求めた。この結果を表2 に示す。なお、EPMAは日本電子製X 線マイクロアナライザー:JXA-8800RL を用いた。

これらの板状鋳塊を、熱間圧延することなしに、板厚1.0mm まで2 〜3 パスにて冷間圧延した。なお、これらの冷間圧延中の中間焼鈍とトリミングとは、共通して行なわなかった。そして、1 〜2 パス目の冷間圧延中に発生した耳割れの最大長さ (板端部面から板圧延面に到る板幅方向の長さ) を測定した。この際、耳割れの発生が著しいものは、3 パス目の冷間圧延を中止した。

双ロール連続鋳造の際の、双ロールの周速は70m /min、Al合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋20℃と、各例とも一定とし、双ロール表面の潤滑は行なわなかった。

表2 の通り、発明例1 〜9 は、表1 のA 〜D の本発明範囲内の組成を有し、冷間圧延前に、均熱処理されるか、上記条件にて適正にトリミングされている。このため、耳割れ発生が小さく (耳割れ最大長さが小さく) 、冷間圧延中の中間焼鈍とトリミング無しで、最終板厚まで冷間圧延できている。

発明例３は、均熱処理されているために、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内である割合は99% 以上である。しかし、発明例３は冷間圧延前にトリミングされていないため、他の発明例と違って、前記ta／tbが最適範囲を越えている。このため、冷間圧延中の中間焼鈍とトリミング無しで、最終板厚まで冷間圧延できているものの、耳割れ発生は、他の発明例に比して大きい。

これに対して、表2 の通り、比較例10、11、12は、表1 のA 、D の本発明範囲内の組成を有するが、冷間圧延前に、均熱処理が施されていない。このため、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内である割合は99% 未満である。また、冷間圧延前にトリミングされていないため、前記ta／tbが最適範囲を越えている。この結果、耳割れ発生が大き過ぎ (耳割れ最大長さが大き過ぎ) 、冷間圧延中の中間焼鈍とトリミングを施したとしても、最終板厚までの冷間圧延はできなかった。

この結果は、Mg含有量が上限を上回って多過ぎるF の合金例である比較例14も同様であった。比較例14は、冷間圧延前に、均熱処理を施しているにもかかわらず、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内である割合は99% 未満である。また、前記トリミング後のta／tbが0.95〜1.05の範囲であり、トリミングを適正に施しているにもかかわらず、比較例14は、Mg含有量が多過ぎるために、耳割れ発生が大き過ぎ、冷間圧延中の中間焼鈍とトリミングを施したとしても、最終板厚までの冷間圧延はできなかった。

比較例13は、好ましい製造条件の範囲内で製造されているものの、表1 のMg含有量が下限を下回って少な過ぎるE の本発明範囲外の組成を有する合金例である。このため、発明例に比して、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っていた。

したがって、これらから、Mg量との関係で、本発明の板状鋳塊のMg偏析度を規定する要件や、好ましい製造条件の、冷間圧延中の中間焼鈍とトリミング無しで、最終板厚まで冷間圧延できる冷間圧延性、あるいは成形性に対する臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明によれば、双ロール式連続鋳造方法によって鋳造され、優れた冷間圧延性を有する、高MgのAl-Mg 系冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊を提供できる。また、冷間圧延後のアルミニウム合金板の伸びや強度延性バランスを保証することができ、成形性を確保することができる。この結果、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品などの、成形性が要求されるアルミニウム合金板用途への適用を拡大できる。

Claims (3)

1. 双ロール式連続鋳造方法によって鋳造された、冷間圧延用の板厚が30mm以下のアルミニウム合金板状鋳塊であって、質量% でMg:8% を超え14% 以下を含み、残部がAlおよび不純物からなり、この板状鋳塊の板厚方向の任意の断面の20μm 四方における、電子線プローブマイクロアナライザによって測定された、測定点が1000点以上の平均Mg濃度を、板状鋳塊の板厚全域に亙って測定し、これら測定された各平均Mg濃度の99% 以上が、測定された各平均Mg濃度の全平均Mg濃度の1.3 倍以内であることを特徴とする冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊。
2. 前記アルミニウム合金板状鋳塊が、前記Mg以外の元素として、Fe:1.0% 以下、Si:5.0% 以下、Mn:5.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Ti:0.1% 以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下と各々した請求項１に記載の冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊。
3. 板状鋳塊の幅方向両端部が長手方向に亙ってトリミングされており、このトリミング後の鋳塊端部から1mm だけ中心側部分での板厚taと、10mmだけ中心側部分での板厚tbの比、ta／tbが0.95〜1.05の範囲である請求項１または２に記載の冷間圧延用アルミニウム合金板状鋳塊。