JP2012531521A

JP2012531521A - 高い成形性要求を有する用途のためのＡｌＭｇＳｉストリップ

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Publication number: JP2012531521A
Application number: JP2012518057A
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Inventors: ブリンクマンハンク−ヤン; シュレーダーディエトマー; ブリュンガーエイケ; カーハウゼンカイ−フリードリッヒ; ワーツトーマス
Original assignee: Hydro Aluminium Deutschland GmbH
Current assignee: Hydro Aluminium Deutschland GmbH
Priority date: 2009-06-30
Filing date: 2010-05-21
Publication date: 2012-12-10
Anticipated expiration: 2030-05-21
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Abstract

本発明は、ＡｌＭｇＳｉ合金製ストリップの製造方法であって、ＡｌＭｇＳｉ合金から圧延インゴットを鋳造し、この圧延インゴットを均質化に供し、圧延温度に至らされた圧延インゴットを熱間圧延してから、必要に応じてその最終厚まで冷間圧延する方法に関する。より高い破断伸びと共に一定の強度を有し、ひいては構造化金属シートを製造する際により高度の変形を可能にするＡｌＭｇＳｉ合金製アルミニウムストリップの製造方法を提供するという課題は、最後の圧延パスのちょうど出口のところでホットストリップが１３０℃以下の温度、好ましくは１００℃以下の温度を有し、かつホットストリップがそれ以下の温度で巻き取られるので、解決される。
【選択図】図１ｂ

Description

本発明は、ＡｌＭｇＳｉ合金からストリップを製造する方法であって、注がれたＡｌＭｇＳｉ合金から圧延インゴットを鋳造し、この圧延インゴットを均質化に供し、圧延インゴットを圧延温度に至らせて熱間圧延してから、必要に応じてして最終厚まで冷間圧延する方法に関する。本発明はさらに、ＡｌＭｇＳｉ合金から製造されたアルミニウムストリップ及びその有利な使用に関する。

特に自動車工学において、しかし例えば航空機構築又は鉄道車両構築等の他の適用分野でも、特に高い強度値のみならず、非常に良い成形性特性をも有し、かつ高度の変形を可能にする、アルミニウム合金製金属シートが必要である。自動車工学では、典型的な適用分野は車体及びシャーシパーツである。目に見える塗装部品、例えば外部から見える車体シート金属は、例えばスリップライン又はローピング等の塗装後の障害によって表面が損なわれないように材料の変形も起こらなければならない。このことは、例えば、アルミニウム合金シートを用いて車のエンジンボンネット及び他の車体部品を製造する場合に特に重要である。しかし、それはアルミニウム合金の観点から材料の選択を制限もする。特に、ＡｌＭｇＳｉ合金は、主な合金成分がマグネシウムとケイ素であり、相対的に高い強度と同時に良い成形性特性及び非常に優れた耐食性を有する。ＡｌＭｇＳｉ合金は、ＡＡ６ＸＸＸ型合金、例えば合金型ＡＡ６０１６、ＡＡ６０１４、ＡＡ６１８１、ＡＡ６０６０及びＡＡ６１１１である。アルミニウムストリップは、一般的にＡｌＭｇＳｉ合金から、圧延インゴットを鋳造し、圧延インゴットを均質化し、その圧延インゴットを熱間圧延し、その温かいストリップを冷間圧延することによって製造される。圧延インゴットは３８０〜５８０℃の温度で１時間より長く均質化される。最後の溶体化焼きなまし（solution annealing, Loesungsgluehen（英、独訳））並びにその後の急冷及びほぼ室温での少なくとも３日間の自然熟成によって、条件Ｔ４でストリップを輸送することができる。条件Ｔ６は、１００〜２２０℃の温度での人工熟成による急冷後に調整される。

ＡｌＭｇＳｉ合金製の熱間圧延されたアルミニウムストリップはＭｇ_２Ｓｉの粗沈殿物を含み、その後の冷間圧延においてアルミニウムストリップの高度の変形のため、沈殿物が破壊され、サイズが減少することが問題である。ＡｌＭｇＳｉ合金のホットストリップは、一般的に３ｍｍ〜１２ｍｍの厚さで製造されてから、高度の変形を伴う冷間圧延段階に通される。従来の熱間圧延では、ＡｌＭｇＳｉ相が形成される温度範囲を非常にゆっく通すので、それによって生成された相は非常に粗い。相を形成するための上記温度範囲は合金によって決まるが、５５０℃〜２３０℃である。ホットストリップ内のこれらの粗い相が最終製品の伸びを減じることが実験的に実証されている。これは、ＡｌＭｇＳｉ合金製アルミニウムストリップの成形性特性をこれまで完全には活用できていなかったことを意味する。

従って、本発明の根底にある目的は、ＡｌＭｇＳｉ合金からアルミニウムストリップを製造する方法及びＴ４状態でより高い伸びを有し、かつ例えば構造化部品を製造するときにこの程度まで、より高度の変形を可能にするアルミニウムストリップを提供することである。本発明の根底にあるさらなる目的は、本発明のアルミニウムストリップから製造された金属シートに有利な使用を示唆することでもある。

本発明の第１の教示によれば、前述したようにＡｌＭｇＳｉ合金からストリップを製造する方法の目的は、最後の熱間圧延パスからの出口直後に、ホットストリップが１３０℃以下の温度、好ましくは１００℃以下の温度を有し、かつホットストリップが当該温度以下の温度で巻き取られるので、解決される。

急冷によって、すなわち冷却を加速することによって、ＡｌＭｇＳｉ合金のホットストリップ内のＭｇ_２Ｓｉ沈殿の大きさを有意に減少させられることが分かった。最後の熱間圧延パスからのアウトプットのところで２３０℃〜５５０℃のホットストリップ温度から１３０℃以下、好ましくは１００℃以下の温度に急冷することによって、ホットストリップのミクロ構造の状態が凍結されるので、粗沈殿はもはや形成できない。最終厚を得るための溶体化焼きなまし及び急冷後、結果として生じるアルミニウムストリップはＴ４状態では有意に改善された伸びと普通の強度を有し、Ｔ６状態では同等又はそれより良くさえもある熟成硬化性を有する。これまでＡｌＭｇＳｉ合金製のストリップではこの特性の組合せは達成されていなかった。

本発明の方法の有利な実施形態によれば、この冷却操作を最後の２回の熱間圧延パス内で行なう。すなわち１３０℃以下への冷却が数秒以内、かつどんな事情があっても５分以下で起こる。この方法により、Ｔ４状態では普通の強度と降伏点値を有しながら伸び値の増加が達成可能であり、Ｔ６状態では、特に高度のプロセス信頼性と共に熟成硬化性の改善が達成可能であることが分かった。

本発明の方法の第１の実施形態により、少なくとも１つのプレート冷却器と、エマルジョンを充填した熱間圧延パス自体とを使用することによってホットストリップを巻取り温度（coiling temperature, Aufwickeltemperatur（英、独訳））まで冷却すれば、本方法を実施するための特に費用効果の高いアレンジメントが提供される。プレート冷却器は、一連の冷却剤と潤滑剤のノズルを含み、これらのノズルがアルミニウムストリップ上に圧延ミルエマルジョンを噴霧する。プレート冷却器は、圧延されたホットストリップを熱間圧延段階前の圧延温度まで冷却するという目的のため及び巻取り温度を設定するため熱間圧延ミル内に存在することが多い。如何なる特殊な機器も追加することなく、従来のシステムで本発明の方法を行なうことができる。定義により、熱間圧延温度は金属の再結晶温度より高く、アルミニウムの場合は約２３０℃より高いことを意味する。しかしながら、本発明の教示によれば、１３０℃の巻取り温度は、該プロセスのこれらの標準的条件より有意に低い。

本発明の方法の次の実施形態によれば、最後から２番目の熱間圧延パスの前にホットストリップの熱間圧延温度が少なくとも２３０℃、好ましくは４００℃より高ければ、これらの温度で溶解した状態のアルミニウムマトリックス内には合金の主成分であるマグネシウムとケイ素が存在するので、急冷されたホットストリップ内には特に小さいＭｇ_２Ｓｉ沈殿物が存在するようにすることができる。ホットストリップのこの有利な状態は、急冷工程によって、言わば「凍結」しているということである。

完成ホットストリップの厚さは３ｍｍ〜１２ｍｍ、好ましくは３．５ｍｍ〜８ｍｍであり、冷間圧延のために標準的な冷間圧延ミルを使用してよいことを意味する。

使用するアルミニウム合金は、好ましくは合金型ＡＡ６ｘｘｘ、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１又はＡＡ６１８１のものである。全てのＡＡ６ｘｘｘ型合金の共通の特性は、それらが、Ｔ４状態での高い伸び値、及び使用可能なＴ６状態、例えば２０５℃／３０分の人工熟成後の状態での非常に高い強度又は降伏点によって特徴づけられる、例外的に良い成形性を有することである。

本発明の方法のさらなる実施形態によれば、完成した圧延アルミニウムストリップは熱処理を受ける。この処理では、アルミニウムを１００℃より高い温度に加熱してから巻き取り、５５℃超え、好ましくは８５℃超えの温度で熟成させる。本方法のこの実施形態は、自然熟成後に、より低い温度でより短い加熱段階を実行して、アルミニウムストリップ又はシートのＴ６状態（適用においては、部品の形にされたシート又はストリップをこの状態で使用する）を調整できるようにする。そのためには、Ｔ６状態において、より高い降伏点値に到達するように、これらの急速に熟成するアルミニウムストリップを約１８５℃の温度に２０分だけ加熱する。しかし、本発明の方法のこの実施形態で製造されたアルミニウムストリップの破断伸び値Ａ_８０は２９％よりわずかに小さい。しかしながら、本発明により製造されたアルミニウムストリップは、Ｔ４状態での熟成後でもまだ２５％より大きい非常に良い均一伸びＡ_ｇを有するという点で注目に値する。均一伸びＡ_ｇという用語は、引張試験中にネッキング（necking, Einschnuerung（英、独訳））の兆候が観察されないときの試験片の最大伸びを意味する。すなわち、試験片は均一伸びの範囲内で均等に伸びる。これまでは、同様の材料は２２％〜２３％より高い均一伸びの値に達しなかった。均一伸びは、実際に材料に加え得る変形の最大度を決めるので、成形挙動における決定的因子である。この点で、本発明の方法をこのように使用して、アルミニウムストリップに非常に良い成形性特性を与えることができ、かつ加速した人工熟成プロセス（１８５℃／１２０分）を用いて該アルミニウムストリップをＴ６状態に変えることができる。

ＡＡ６０１６型のアルミニウム合金は、以下の合金成分（重量％で）：
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％、
１．０％ ≦Ｓｉ≦１．５％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．２％、
Ｍｎ≦０．２％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％、
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を含む。

０．２５重量％未満のマグネシウム含量では、構造適用を目的とするアルミニウム強度が低過ぎ、一方で０．６重量％より高いマグネシウム含量では成形性が低下する。ケイ素及びマグネシウムは共にアルミニウム合金の硬化性に本質的に関与し、従って適用事例、例えば塗料を焼き付けた後に達成可能な高強度にも関与する。１．０重量％未満のＳｉ含量では、アルミニウムストリップの熟成硬化性が低減するので、適用事例では低減した強度特性だけが達成可能である。しかし、１．５重量％より多いＳｉ含量は、圧延インゴットの製造に関して鋳造の問題をもたらす。Ｆｅの割合は、粗沈殿を防止するため０．５重量％以下に制限すべきである。銅含量を最大０．２重量％に制限すると、特定用途でアルミニウム合金の耐食性を特に改善することとなる。０．２重量％未満のマグネシウムは、より粗いマグネシウム沈殿を形成する傾向を軽減する。クロムは微細なミクロ構造に関与するが、それでもこの場合も粗沈殿を防止するため、クロムを０．１重量％に制限しなければならない。対照的に、マンガンの存在は、その亀裂する傾向及びその急冷への感受性を軽減することによって、本発明のアルミニウムストリップの溶接性を改善した。亜鉛含量を０．１重量％以下に減らすと、それぞれの適用におけるアルミニウム合金又は完成金属シートの耐食性を特に改善する。対照的に、チタンは鋳造中に結晶粒の微細化をもたらすが、アルミニウム合金を容易に鋳造できるようにするため０．１重量％以下に制限すべきである。

ＡＡ６０６０型のアルミニウム合金は、以下の合金成分（重量％で）：
０．３５％≦Ｍｇ≦０．６％、
０．３％ ≦Ｓｉ≦０．６％、
０．１％ ≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．１％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．１０％、
Ｔｉ≦０．１％及び
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を含む。

正確にプリセットしたマグネシウム含量と、第１の実施形態の場合より低いＳｉ含量との組合せ及び綿密に特定したＦｅ含量は、本発明の方法による熱間圧延後のＭｇ_２Ｓｉ沈殿の形成を特に効率的に防止し得るアルミニウム合金をもたらすので、従来のように製造された金属シートと比較して改善された伸び及び高い降伏点を有する金属シートを製造することができる。合金成分Ｃｕ、Ｍｎ及びＣｒのより低い上限は、本発明の方法の効果をさらに増強する。Ｚｎ及びＴｉの上限の効果については、アルミニウム合金の第１の実施形態に関する注釈を参照されたい。

ＡＡ６０１４型のアルミニウム合金は、以下の合金成分（重量％で）：
０．４％ ≦Ｍｇ≦０．８％、
０．３％ ≦Ｓｉ≦０．６％、
Ｆｅ≦０．３５％、
Ｃｕ≦０．２５％、
０．０５％≦Ｍｎ≦０．２０％、
Ｃｒ≦０．２０％、
Ｚｎ≦０．１０％、
０．０５％≦Ｖ ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．１％及び
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を含む。

ＡＡ６１８１型のアルミニウム合金は、以下の合金成分（重量％で）：
０．６％ ≦Ｍｇ≦１．０％、
０．８％ ≦Ｓｉ≦１．２％、
Ｆｅ≦０．４５％、
Ｃｕ≦０．１０％、
Ｍｎ≦０．１５％、
Ｃｒ≦０．１０％、
Ｚｎ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．１％及び
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を含む。

ＡＡ６１１１型のアルミニウム合金は、以下の合金成分（重量％で）：
０．５％ ≦Ｍｇ≦１．０％、
０．７％ ≦Ｓｉ≦１．１％、
Ｆｅ≦０．４０％、
０．５０％≦Ｃｕ≦０．９０％、
０．１５％≦Ｍｎ≦０．４５％、
Ｃｒ≦０．１０％、
Ｚｎ≦０．１５％、
Ｔｉ≦０．１％及び
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を含む。そのより高い銅含量のため、ＡＡ６１１１合金は一般的にＴ６適用状態で大きい強度値を示すが、腐食に対して感受性が高いと分類されるにちがいない。

様々な用途に関して具体的に全てのアルミニウム合金の合金成分を適応させた。前述したように、本発明の方法に従って製造されたこれらのアルミニウム合金製ストリップは、例えば２０５℃／３０分の人工熟成後の降伏点の特に顕著な増加と相まって、Ｔ４状態で特に高い伸び値を示す。このことは、熱処理後に溶体化焼きなましを受けた状態Ｔ４のアルミニウムストリップについても当てはまる。

本発明の第２の教示によれば、上記目的は、ＡｌＭｇＳｉ合金で構成されたアルミニウムストリップによって達成される。Ｔ４状態のアルミニウムストリップは、少なくとも３０％の破断伸びＡ_８０と共に８０〜１４０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０．２を有するからである。輸送状態Ｔ４は通常、溶体化焼きなましと急冷後の少なくとも３日間の室温貯蔵によって達成される。溶体化焼きなましされた金属シート又はストリップの特性がそれによって安定するからである。本発明のアルミニウムストリップの破断伸びＡ_８０と降伏点Ｒｐ０．２の組合せは、既知のＡｌＭｇＳｉ合金によっては達成されていなかった。本発明のアルミニウムストリップは、上に述べたように完成シート及び部品における高い伸び値と降伏点Ｒｐ０．２の最大値のため最大度の変形性を可能にする。

ＭｇＳｉアルミニウムストリップの一実施形態は、さらにその均一伸びＡ_ｇが２５％より高いので、特に有利な成形性特性に恵まれる。均一伸びは、アルミニウムストリップ及び部品製造においてアルミニウムストリップから作られる金属シートの変形性の最大度を決める際の決定的因子である。製造中に抑制がきかないネッキングを回避するのは必須だからである。本発明のアルミニウムストリップは、ネッキングに関して特に高い変形可能性を有するので、本発明のアルミニウムストリップを形成して、より高いプロセス信頼性のある部品を製造することができる。

状態Ｔ６、すなわち使用又は適用の準備ができている状態のとき、本発明のアルミニウムストリップは、好ましくは少なくとも１５％の伸びＡ_８０に対して１８５ＭＰａより大きい降伏点Ｒｐ０．２を有する。本発明により製造されたアルミニウムストリップにおいて並びに溶体化焼きなまし及び急冷（状態Ｔ４）後に２０５℃／３０分の人工熟成を受けた状態Ｔ６においてこれらの値を測定した。状態Ｔ６におけるその高い降伏点及び状態Ｔ４における優れた伸び値のため、本発明のアルミニウムストリップは、例えば、自動車構築で使うのに特によく適している。

本発明のさらなる実施形態によれば、２０５℃／３０分の人工熟成後の状態Ｔ６における溶体化焼きなまし及び急冷されたアルミニウムは、少なくとも８０ＭＰａの、状態Ｔ６とＴ４の間の降伏点差ΔＲｐ０．２を有する。本発明のアルミニウムストリップでは、状態Ｔ４と状態Ｔ６の間の降伏点の増加が特に高い。従って、本発明のアルミニウムストリップは、状態Ｔ４で成形するのに非常によく役立ち、引き続き人工熟成によって非常に強い使用状態（状態Ｔ６）に変換することができる。例えば自動車製造業で求められる必要かつ高度に複雑な成形操作並びに高い強度値及び降伏点を考えると、複雑な部品を製造するためには良い硬化性が有利である。本発明に従って製造されたアルミニウムストリップが、その製造後に溶体化焼きなましプロセス、次いで熱処理プロセスを受け、かつＴ４状態で２５％より大きい均一伸びＡ_ｇと共に８０〜１４０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０．２を有する場合、傑出した成形性特性を有する急速に熟成したＭｇＳｉアルミニウムストリップが製造され得る。前述したように、この変形によって、急速熟成が可能であると同時に非常に良い成形性を有するＭｇＳｉアルミニウムストリップを製造することができる。Ｔ６状態を作り出すための人工熟成プロセスを１８５℃で２０分間行なって、所要の降伏点の増大を果たすことができる。

さらなる実施形態におけるように、アルミニウムストリップが、圧延方向、圧延方向に対して横断方向及び圧延方向に対して対角方向に２５％より大きい均一伸びＡ_ｇを有する場合、特に等方性の変形性が与えられる。

アルミニウムストリップは、好ましくは０．５ｍｍ〜１２ｍｍの厚さを有する。０．５ｍｍ〜２ｍｍの厚さを有するアルミニウムストリップは、好ましくは例えば自動車製造業では車体パーツのために使用され、一方で２ｍｍより大きく４．５ｍｍまでのアルミニウムストリップは、例えば自動車製造でシャーシパーツの用途に適している。６ｍｍまでの厚さを有する単一部品を冷間圧延で製造してもよい。これらに加えて、特殊用途では１２ｍｍまでさえの厚さを有するアルミニウムストリップを使用し得る。これらの非常に厚いアルミニウムストリップは普通は熱間圧延によってのみ製造される。

本発明のアルミニウムストリップのさらなる実施形態によれば、アルミニウムストリップのアルミニウム合金は、合金型ＡＡ６ｘｘｘ、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１又はＡＡ６１８１のものである。これらのアルミニウム合金の利点については、本発明の方法の説明を参照されたい。

状態Ｔ４における良い成形性、適用状態（状態Ｔ６）における高い腐食性及び降伏点Ｒｐ０．２の高い値のため、本発明のアルミニウムストリップ製の金属シートを自動車、航空機又は鉄道車両の部品、シャーシ又は構造パーツ及びパネルとして、特に自動車製造において部品、シャーシパーツ、外部又は内部パネルとして、好ましくは車体構造要素として使用することによって、本発明の第３の教示により上記目的が解決される。とりわけ、目に見える車体パーツ、例えばボンネット、フェンダー等、また鉄道車両又は航空機の外皮パネルは、成形後でさえ、高度な変形によって、高い降伏点Ｒｐ０．２及び良い表面特性から利益を得る。

本発明の方法及び本発明のアルミニウムストリップ並びにそれから作製された金属シートの使用を改良及び開発するために可能な多くの方法がある。この目的を達成するため、特許請求の範囲の請求項１及び６に従属する請求項並びに図面と共に例示実施形態の記述を参照されたい。

ＭｇＳｉアルミニウム合金製のストリップを製造するための本発明の方法の例示実施形態の概略流れ図を示す。（圧延インゴットを製造及び均質化する工程）ＭｇＳｉアルミニウム合金製のストリップを製造するための本発明の方法の例示実施形態の概略流れ図を示す。（熱間圧延）ＭｇＳｉアルミニウム合金製のストリップを製造するための本発明の方法の例示実施形態の概略流れ図を示す。（冷間圧延）ＭｇＳｉアルミニウム合金製のストリップを製造するための本発明の方法の例示実施形態の概略流れ図を示す。（溶体化焼きなましと急冷の工程）

まず、以下の合金成分（重量％で）：
０．３５％≦Ｍｇ≦０．６％、
０．３％ ≦Ｓｉ≦０．６％、
０．１％ ≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．１％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％及び
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）
を有するアルミニウム合金から圧延インゴット１を鋳造する。

このようにして作った圧延インゴットを炉２内で約５５０℃の均質化温度で８時間、合金成分が圧延インゴット全体に完全に均質に分布されるように均質化する（図１ａ）。

図１ｂは、本発明の方法の本実施形態の圧延インゴット１が熱間圧延ミル３を通って反転することによって（圧延中、圧延インゴット１は２３０〜５５０℃の温度に達する）、どのように熱間圧延されるかを示す。この実施形態では、ホットストリップ４は好ましくは、それがホットローラー３を去った後かつ最後から２番目の熱間圧延パスの前に少なくとも４００℃の温度を有する。温かいストリップ４の急冷は、好ましくはこの少なくとも４００℃というホットストリップ温度のときにプレート冷却器５及び熱間圧延ミル３の作業ローラーを用いて行なわれる。図式的にのみ示してあるプレート冷却器５は、ホットストリップ４に冷間圧延エマルジョンを噴霧し、確実にホットストリップ４が急冷するようにする。ローラーミル３の作業ローラーにエマルジョンを装填し、さらにホットストリップ４を冷却する。最後の圧延パスの後、本実施例では、プレート冷却器５’からの出口で、ホットストリップ４はちょうど９５℃の温度を有し、次にリコイラー（recoiler, Aufwickelhaspel（英、独訳））６で巻き取られる。

ホットストリップ４は、最後の熱間圧延パスから出てすぐに１３０℃以下又は１００℃以下の温度を有するか、或いは必要に応じて最後の２回の熱間圧延パスでプレート冷却器５及び熱間圧延ミル３の作業ローラーを用いて１３０℃以下又は１００℃以下の温度に冷却されるので、引き続く沈殿工程に熱の形の追加エネルギーを利用できないことから、ホットストリップ４の結晶のミクロ構造が、言わば凍結される。厚さが３〜１２ｍｍ、好ましくは３．５〜８ｍｍのホットストリップがリコイラー６で巻き取られる。前に説明したように、本実施形態の巻取り温度は９５℃未満である。

本発明の方法においては、巻き取られたホットストリップ４内では、粗いＭｇ_２Ｓｉ沈殿物が全く又はほんの少ししか形成できない。ホットストリップ４は、さらなる加工に非常によく役立つ結晶状態を有し、例えば、デコイラー７によってホットストリップ４を巻き解き、冷間圧延ミル９に供給してから再びコイラー８で巻き取ることができる（図１ｃ）。

その結果、冷間圧延ストリップ１１が巻き取られる。次にそれを溶体化焼きなまし及び急冷１０に搬送する（図１ｄ）。この目的のため、冷間圧延ストリップ１１をコイル１２から再び巻き解き、炉１０内で溶体化焼きなましを行ない、急冷してコイル１３に戻す。そして、室温での自然熟成後、最大の成形性を備えた状態Ｔ４でアルミニウムストリップを輸送することができる。或いは（図示せず）、アルミニウムストリップ１１を個々のシートに分離してよく、その後、これらのシートは自然熟成後に状態Ｔ４で利用できるであろう。

より大きいアルミニウムストリップ厚であれば、例えば裏当てプレートのようなシャーシ適用又は部品のため、代わりに区分的焼きなましを行ない、その直後にシートを急冷してよい。

状態Ｔ６では、降伏点の最大値を得るため、人工熟成プロセスでアルミニウムストリップ又はアルミニウムパネルを１００℃〜２２０℃に加熱する。例えば、人工熟成を２０５℃で３０分間行なってよい。

提示した実施形態により製造されたアルミニウムストリップは、例えば、自然熟成後に０．５〜４．５ｍｍの厚さを有する。車体適用のためには典型的に０．５〜２ｍｍのストリップ厚が使われ、自動車製造でのシャーシパーツのためには２．０ｍｍ〜４．５ｍｍのストリップ厚が使われる。両適用分野では、シートを用いるほとんどの操作は広範な成形を含むが、同時に最終製品の適用状態（Ｔ６）では高い強度が必須であることから、パーツ製造においては、改善された伸び値が決定的利点ということになる。

表１は、アルミニウム合金の合金組成を示し、これらから従来法又は本発明の方法でアルミニウムストリップを製造した。示した合金成分の含量以外に、アルミニウムストリップの残余の組成はアルミニウムと、０．０５重量％以下の個々の量かつ合計で０．１５重量％以下の量で存在する不純物とで構成される。

本発明の方法に従ってストリップ（試験片）４０９及び４１０を製造した。この方法では、最後の２回の熱間圧延パスでプレート冷却器及びホットローラー自体を用いてホットストリップを約４００℃から９５℃に冷却して巻き取った。このストリップの測定値には表２に「Ｉｎｖ．」と記した。次に１．０４ｍｍの最終厚までそれらを冷間圧延した。

従来の熱間圧延及び冷間圧延方法を用いてストリップ（試験片）４９１−１及び４９１−１１を製造した。これらは、表示「Ｃｏｎｖ．」で識別している。

表２に示した機械的特性の結果は、達成可能な伸び値Ａ_８０の差を明らかに示している。

Ｔ４状態を達成するため、ストリップは溶体化焼きなましと引き続き急冷後に室温での自然熟成を受けた。Ｔ６状態は、２０５℃で３０分間の人工熟成によって達成された。

本発明の方法によるストリップ４０９及び４１０に生じた有利なミクロ構造は、より高い降伏点Ｒｐ０．２及び強度Ｒｍの増加を示すのみならず、伸びＡ_８０の増加を可能にすることも分かった。このミクロ構造は、少なくとも３０％の高い破断伸びＡ_８０と、降伏点Ｒｐ０．２について８０〜１４０ＭＰａの非常に高い値との特に有利な組合せをもたらす。状態Ｔ６では、降伏点が１８５ＭＰａより高く上昇し、この場合、伸びＡ_８０は１５％より高いままである。８７又は９７ＭＰａのΔＲｐ０．２による硬化性から、本発明の実施形態が、１５％超えの高い伸び値にもかかわらず、２０５℃／３０分の人工熟成下で人工的に熟成した状態Ｔ６の降伏点に非常に良い増加を示すことが分かる。

本発明のストリップと従来のストリップの均一伸びＡ_ｇの比較も、２５％より高い値の均一伸びＡ_ｇを有する本発明のストリップ４０９及び４１０は、測定値が２３％だった従来のストリップより有意に優れていることを示している。表２は、圧延方向に対して横断方向の均一伸びの値を示す。表２に掲載しなかったが、本発明の方法によるストリップについて測定した、圧延方向に対して対角方向及び圧延方向の均一伸びＡ_ｇについても２５％より高い値が記録された。これらの結果は、本発明のストリップの非常に優れた成形性を強調する。

ＤＩＮＥＮに準拠して、下表の破断伸び値Ａ_ｇ及びＡ_８０、降伏点値Ｒｐ０．２及び引張強度値Ｒｍを測定した。

他のストリップについて行なった測定を利用して状態Ｔ４における測定値を検証した。ストリップＡ及びＢのアルミニウム合金は以下の組成：
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％、
１．０％ ≦Ｓｉ≦１．５％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．２％、
Ｍｎ≦０．２％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％、
残余のＡｌ及び不可避不純物（合計で０．１５％以下かつ個々に０．０５％以下を構成する）を有した。

ストリップＡ及びＢは、最後の２回の圧下段階中に本発明の方法の適用によってホットストリップの９５℃への急冷を受け、巻き取られてから、それぞれ１．０ｍｍ及び３．０ｍｍの最終厚さまで冷間圧延された。状態Ｔ４を達成するため、ストリップＡ及びＢを溶体化焼きなまししてから急冷後に自然熟成させた。

これらの２つのストリップについて以下の測定値が決定された。

伸び値Ａ_８０のさらなる増加は、製造中の状態Ｔ４における非常に高度の変形と、状態Ｔ６における最大の引張強度Ｒｍ及び降伏点Ｒｐ０．２とを兼ね備えなければならない部品の製造にこれらのアルミニウムストリップがいかに理想的に適合しているかを示す。

さらに、追加の熱処理を受けた他のアルミニウムストリップを検査した。好ましくは製品の製造直後、例えば溶体化焼きなまし及び急冷の直後のアルミニウムストリップについて検査を行なった。このため、アルミニウムストリップを簡単に１００℃より高い温度に加熱してから８５℃より高い温度、この場合は８８℃で巻き取って自然に熟成させた。

表４は、溶体化焼きなまし及び急冷後に追加の熱処理を受けたストリップ３４２の組成を示す。

プレベーク工程（pre-bake step, Pre-Bake-Schritt（英、独訳））と呼ばれるこの熱処理は、破断伸びＡ_８０が今や３０％未満であったことから、破断伸び特性の悪化をもたらした。驚くべきことに、アルミニウムストリップＰ３４２の均一伸びは２５％を超えたままであり、表５に示すように、熱処理を受けなかった変形と変わらなかった。改善された均一伸びは、より高度の変形、ひいてはより高いプロセス信頼性又はより少ない成形工程を可能にするので、均一伸びは、アルミニウムストリップをパーツに成形する際の非常に重要な因子である。

表５は、種々の測定値を示す。一方では、ストリップの始めＰ３４２−ＢＡとストリップの終わりＰ３４２−ＢＥで３回の測定を行なった。「状態」の欄は、ストリップが状態Ｔ４であったことを示す。すなわちストリップは溶体化焼きなまし及び急冷され、かつ室温で８時間の自然熟成を受けたところだった。ストリップの始め及びストリップの終わりからストリップを切り取って長手方向（Ｌ）（すなわち圧延方向）、圧延方向に対して横断方向（Ｑ）、及び圧延方向に対して対角方向（Ｄ）で測定した。場合によっては破断伸び値Ａ_８０ｍｍが３０％未満に低下することもあったが、全ての方向で測定したときに均一伸びＡ_ｇは２５％より高いままであり、驚くべきことに熱処理を受けなかったストリップの破断伸びに比べて一定であることが分かった。

引き続く人工熟成工程では、１８５℃で２０分後に状態Ｔ６に達した。状態Ｔ６で測定した引張降伏点の典型的値は、人工熟成後には１４０ＭＰａより高く、人工熟成後２％のさらなる伸長後には１６５ＭＰａより高かった。従って、本発明により調製され、熱処理をも受けたアルミニウムストリップは、重要な特性を兼ね備える。Ｔ４状態では該アルミニウムストリップはその高い均一伸びのため非常に容易に変形可能であり、同時に該アルミニウムストリップは１８５℃で２０分間の人工熟成後に所望の強度に達する。

Claims

ＡｌＭｇＳｉ合金からストリップを製造する方法であって、ＡｌＭｇＳｉ合金から圧延インゴットを鋳造し、この圧延インゴットが均質化を受け、圧延温度に至らされた前記圧延インゴットを熱間圧延してから、必要に応じて最終厚まで冷間圧延する方法において、最後の熱間圧延パスからの出口直後に、ホットストリップが１３０℃以下の温度、好ましくは１００℃以下の温度を有し、かつこれ以下の温度で前記ホットストリップを巻き取ることを特徴とする方法。
少なくとも１つのプレート冷却器及びエマルジョン充填熱間圧延パス自体を用いて前記ホットストリップを前記出口温度まで急冷することを特徴とする請求項１に記載の方法。
前記ホットストリップの熱間圧延温度が、熱間圧延中の冷却プロセス前、特に最後から２番目の熱間圧延パス前に少なくとも２３０℃、好ましくは４００℃より高いことを特徴とする請求項１又は２に記載の方法。
完成ホットストリップの厚さが３ｍｍ〜１２ｍｍ、好ましくは３．５ｍｍ〜８ｍｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
前記アルミニウム合金が、合金型ＡＡ６ｘｘｘ、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１又はＡＡ６１８１のものであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
最終圧延アルミニウムストリップを、該アルミニウムストリップを１００℃超えに加熱してから巻き取り、５５℃超えの温度、好ましくは８５℃超えの温度で熟成させる熱処理に供することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
特に請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法で製造された、ＡｌＭｇＳｉ合金を含んでなるアルミニウムストリップにおいて、Ｔ４状態の前記アルミニウムストリップが、少なくとも３０％の破断伸びＡ８０と共に８０〜１４０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０．２を有することを特徴とするアルミニウムストリップ。
Ｔ４状態の前記アルミニウムストリップが、２５％より大きい均一伸びＡｇを有することを特徴とする請求項７に記載のアルミニウムストリップ。
２０５℃／３０分の人工熟成後のＴ６状態の溶体化焼きなまし及び急冷されたアルミニウムストリップが、１８５ＭＰａより大きい降伏点Ｒｐ０．２を有することを特徴とする請求項７又は８に記載のアルミニウムストリップ。
２０５℃／３０分の人工熟成後のＴ６状態の溶体化焼きなまし及び急冷されたアルミニウムストリップが、少なくとも８０ＭＰａの、状態Ｔ６及びＴ４間の降伏点差ΔＲｐ０．２を有することを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載のアルミニウムストリップ。
請求項６に記載の方法で製造された、ＡｌＭｇＳｉ合金を含んでなるアルミニウムストリップにおいて、前記アルミニウムストリップが、２５％より大きい均一伸びＡｇと共に８０〜１４０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０．２を有することを特徴とするアルミニウムストリップ。
前記アルミニウムストリップが、圧延方向、圧延方向に対して横断方向、及び／又は圧延方向に対して対角方向に２５％より大きい均一伸びＡｇを有することを特徴とする請求項８又は１１に記載のアルミニウムストリップ。
前記アルミニウムストリップが、０．５〜１２ｍｍの厚さを有することを特徴とする請求項７〜１２のいずれか１項に記載のアルミニウムストリップ。
前記アルミニウム合金が、合金型ＡＡ６ｘｘｘ、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１又はＡＡ６１８１のものであることを特徴とする請求項７〜１３のいずれか１項に記載のアルミニウムストリップ。
請求項７〜１４のいずれか１項に記載のアルミニウムストリップから製造された金属シートの、自動車、航空機若しくは鉄道車両の製造業における部品、シャーシ若しくは構造要素として又はパネルとして、特に自動車製造業における部品、シャーシ要素、外部若しくは内部パネルとして、好ましくは車体構造要素としての使用。