JP2014532114A - ＡｌＭｇＳｉ系アルミニウムストリップの製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、ＡｌＭｇＳｉ合金で作られたストリップを製造するための方法であって、ＡｌＭｇＳｉ合金で作られた圧延インゴットを鋳造し、圧延インゴットに均質化処理を施し、圧延温度になっている圧延インゴットを熱間圧延し、その後任意に最終厚に冷間圧延する方法に関する。ＡｌＭｇＳｉ合金で作られたアルミニウムストリップを製造するための改良された方法であって、非常に優れた成形挙動を有するＡｌＭｇＳｉストリップを確実に製造することができる方法を提供するという課題は、最終圧延パスから出た直後に熱間ストリップは１３０℃を超え、好ましくは１３５℃から最高で２５０℃まで、好ましくは最高で２３０℃の温度を有し、熱間ストリップをこの温度で巻き取るということで解決される。【選択図】図１
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、圧延インゴットがＡｌＭｇＳｉ合金から鋳造され、圧延インゴットは均質化処理され、圧延温度になっている圧延インゴットが熱間圧延され、その後任意に最終厚に冷間圧延され、完成ストリップは溶体化焼鈍され、焼入れされる方法に関する。さらに、本発明は、そのように製造されたＡｌＭｇＳｉアルミニウムストリップの有利な使用に関する。
特に高い強度値を特徴とするだけでなく、同時に非常に優れた成形性を有し、かつ高度の変形を可能にするアルミニウム合金の金属薄板は、特に自動車の車両建設のみならず、他の用途分野、たとえば航空機製造または鉄道車両建設においても必要とされる。自動車の車両建設における典型的な用途分野として、車体部材およびシャーシ部材がある。目に見える塗装を施された部材、たとえば外部から見ることができる車体金属薄板の場合、塗装後に歪み模様またはローピングなどの欠陥により表面が損なわれないように、材料の成形をさらに行わなければならない。これは、たとえばボンネットおよび自動車の他の車体部材の製造にアルミニウム合金金属薄板を使用する際に特に重要である。しかしながら、アルミニウム合金に関するその材料の選択は限定される。特に主な合金成分がマグネシウムおよびケイ素であるＡｌＭｇＳｉ合金は、Ｔ６状態で相対的に高い強度を有し、同時にＴ４状態で優れた成形挙動および優れた耐食性も有する。ＡｌＭｇＳｉ合金には、ＡＡ６ＸＸＸ系合金、たとえば、ＡＡ６０１６系合金、ＡＡ６０１４系合金、ＡＡ６１８１系合金、ＡＡ６０６０系合金およびＡＡ６１１１系合金がある。従来、アルミニウムストリップは、圧延インゴットの鋳造、圧延インゴットの均質化処理、圧延インゴットの熱間圧延および熱間ストリップの冷間圧延によってＡｌＭｇＳｉ合金から製造される。圧延インゴットの均質化処理は、３８０〜５８０℃の温度で１時間超行われる。ストリップは、最終的に溶体化焼鈍作業が典型的には５００℃〜５７０℃の温度で行われ、その後焼入れされ、ほぼ周囲温度で少なくとも３日間自然時効されることにより、Ｔ４状態で供給することができる。焼入れ後、１００℃〜２２０℃の温度の人工時効によってＴ６状態になる。
ＡｌＭｇＳｉ合金の熱間圧延したアルミニウムストリップには、粗大なＭｇ２Ｓｉ沈殿物が存在し、これが高度な成形により、その後の冷間圧延で破壊および微粉砕されることが問題となる。ＡｌＭｇＳｉ合金の熱間ストリップは通常、厚さ３ｍｍ〜１２ｍｍで製造され、高度な形成を伴う冷間圧延作業に供給される。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りと通過するため、こうした相が極めて粗大に形成される。上記の相を形成する温度範囲は合金によって異なる。しかしながら、温度範囲は２３０℃〜５５０℃、すなわち、熱間圧延温度の範囲である。熱間ストリップのこうした粗大な相が最終製品の伸びにマイナスの影響を与えることは、実験的に証明することができる。これは、ＡｌＭｇＳｉ合金のアルミニウムストリップの成形性が十分に生かされ得ないことを意味する。
同一出願人に帰属する特許文献１では、ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップは、熱間圧延最終パスを出た直後、最大１３０℃の温度を有し、これ以下の温度で巻き取られることが提案された。この方法を用いた熱間ストリップの焼入れにより、Ｔ４状態での破断伸びＡ８０が３０％超であるかまたは均一伸びＡｇが２５％超であるＴ４状態のアルミニウムストリップを製造することができた。さらに、Ｔ６状態の破断伸びに関しても非常に高い値が得られた。しかしながら、熱間圧延最終パスの出口でのこの温度範囲では、熱間ストリップの面均一性の問題が生じるため、その後の製造ステップが損なわれることが明らかになった。さらに、事前に設定した冷却速度を達成できたのは、製造速度を低下させたときのみであった。この従来技術を踏まえて、本発明の目的は、ＡｌＭｇＳｉ合金からアルミニウムストリップを製造するための改良された方法であって、Ｔ４状態で非常に優れた成形性を有するＡｌＭｇＳｉアルミニウムストリップを作業信頼性の高い形にて製造することができる方法を提供することである。
本発明の第１の教示内容によれば、方法のため記載した目的は、熱間圧延最終パスから出た直後、熱間ストリップが１３０℃超、好ましくは１３５℃〜２５０℃、好ましくは１３５℃〜２３０℃の温度にあり、熱間ストリップがこの温度で巻き取られることで達成される。
驚くべきことに、特に低い巻取温度を用いた既知の方法と異なり、巻取温度の変化にもかかわらず、成形性を決定する均一伸びＡｇに関する機械的特性が変化しないか、またはごくわずかしか変化しなかったことが明らかになった。本発明により製造されたＴ４状態のＡｌＭｇＳｉ合金ストリップはさらに、ＤＩＮ ＥＮに従った引張試験で２５％超の均一伸びを示した。さらに、このＡｌＭｇＳｉ合金ストリップは、本出願人の先願から分かるようにＴ６状態で非常に優れた焼入性を有する。一方で、本製造方法は、実質的に安定化することが可能であり、より高い製造速度を達成することができる。
本発明による方法の有利な実施形態によれば、この冷却工程は、最後の２つの熱間圧延パスにおいて行われる、言い換えると、１３０℃超、好ましくは１３５℃〜２５０℃、好ましくは１３５℃〜２３０℃への冷却は、数秒以内、最大でも５分以内に行われる。この方法では、Ｔ４状態で高い均一伸びの値と共に通常の強度値および降伏点値と、Ｔ６状態での焼入性の改善とが、特に作業信頼性の高い形で達成されることが明らかになった。
本発明による方法の別の実施形態によれば、熱間ストリップの作業信頼性の高い冷却は、熱間ストリップが、少なくとも１つのプレート冷却器およびそれ自体にエマルジョンを充填した熱間圧延パスを用いて出口温度に焼入れされることで達成される。プレート冷却器は、圧延エマルジョンをアルミニウムストリップに噴霧する冷却または潤滑ノズルの配列を含む。プレート冷却器は、圧延される熱間ストリップを熱間圧延前に圧延温度に冷却するため、さらにより高い製造速度を達成できるようにするため、熱間圧延装置内に存在してもよい。
本方法の次の実施形態によれば、好ましくは最後の２つの圧延パスにおいて行われる冷却工程の開始前の熱間ストリップの温度が少なくとも４００℃、好ましくは４７０℃〜４９０℃である場合、これらの温度では、最も高い割合の合金成分マグネシウムおよびケイ素が溶解状態でアルミニウムマトリックス中に存在するため、特に小さなＭｇ２Ｓｉ沈殿物が、焼入れした熱間ストリップに存在することが可能である。熱間ストリップのこの有利な状態は、特に焼入れ作業により「凍結」される。
本発明の別の実施形態によれば、最後から２番目の圧延パス後の熱間ストリップの温度は２９０℃〜３１０℃である。こうした温度では沈殿物の十分な凍結が可能であること、および、一方では同時に、最終圧延パスが何ら問題なく行われ得ることの両方が明らかになった。
圧延される熱間ストリップは、最終熱間圧延パスから出た直後、２００℃〜２３０℃の温度を有する場合、製造されたアルミニウムストリップの特性を損なうことなく熱間圧延において最適な加工速度を達成することができる。
調製された熱間ストリップの厚さは、３ｍｍ〜１２ｍｍ、好ましくは５ｍｍ〜８ｍｍであるため、冷間圧延作業に従来の冷間圧延ミルを使用することができる。
使用されるアルミニウム合金は、好ましくはＡＡ６ＸＸＸ系合金、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１またはＡＡ６１８１である。ＡＡ６ＸＸＸ系合金はすべて、特に優れた成形性を有するという共通の特徴を有し、Ｔ４状態での高い伸びの値、さらに使用Ｔ６状態での、たとえば、２０５℃／３０分の人工時効後の高い強度または降伏点を特徴とする。
本発明による方法の別の実施形態によれば、完成圧延アルミニウムストリップは、アルミニウムストリップが溶体化焼鈍および焼入れ後に１００℃超に加熱する加熱処理を行ってから、巻き取り、５５℃超、好ましくは８５℃超の温度で時効する。本方法のこの実施形態により、自然時効後、より低い温度のより短い加熱状態によって、ストリップまたは金属薄板のＴ６状態を得て、部材に形成された金属薄板またはストリップを用途に使用することができる。これには、こうした急速硬化アルミニウムストリップを約１８５℃の温度までわずか２０分間加熱するだけで、Ｔ６状態でのより高い降伏点値を達成することができる。
本発明による方法のこの実施形態によって製造されたアルミニウムストリップの破断伸びの値Ａ８０は、Ｔ４状態で２９％をわずかに下回る。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状態の時効後、２５％超の非常に優れた均一伸びＡｇによりさらに区別される。均一伸びＡｇという用語は、引張試験においてサンプルのネッキングを認めることができないサンプルの最大伸びをいうものと理解されることを意図している。したがってサンプルは均一伸びの領域において均一に伸びる。類似材料の均一伸びの値は従来、最大２２％〜２３％であった。均一伸びは、実際に使用される材料の成形の最大程度を決定するため、成形性に大きな影響を与える。この関連で本発明による方法を用いると、非常に優れた成形特性を有するアルミニウムストリップを提供することができ、さらに加速された人工時効作業（１８５℃／２０分）によってＴ６状態に変換することもできる。
ＡＡ６０１６系のアルミニウム合金は以下の重量％の合金成分：
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％
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ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
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マグネシウム含有量が０．２５重量％未満の場合、構造用途に提供されるアルミニウムストリップの強度が低すぎるが、一方、マグネシウム含有量が０．６重量％を超えると成形性は悪化する。ケイ素はマグネシウムと共に、アルミニウム合金の焼入性に実質的に関与し、したがってたとえば、塗料焼き付け後の用途において達成され得る高い強度にも関与する。Ｓｉ含有量が１．０重量％未満の場合、アルミニウムストリップの焼入性が低下するため、用途における強度がわずかに低下する可能性がある。Ｓｉ含有量が１．５重量％を超えると合金の硬化挙動が改善されない。Ｆｅの比率は、粗大な沈殿物を防止するため最大０．５重量％に限定すべきである。銅含有量を最大０．２重量％に制限すると、特に特定の用途におけるアルミニウム合金の耐食性が改善される。マンガン含有量は０．２重量％未満であれば、比較的粗大なマンガン沈殿物が形成される傾向が低下する。クロムを用いると微細な微細構造が確保されるが、やはり粗大な沈殿物を防止するため、クロムは０．１重量％に限定することが意図される。一方、マンガンが存在すると、本発明によるアルミニウムストリップの割れ傾向または焼入れ感受性を低下させることにより溶接性が改善する。亜鉛含有量が最大０．１重量％まで低下すると、それぞれの用途におけるアルミニウム合金または完成金属薄板の耐食性が特に改善する。これに対し、チタンを用いると鋳造作業において結晶粒微細化が確保されるが、アルミニウム合金の優れた可鍛性を確保するため最大０．１重量％に限定することが意図される。
ＡＡ６０６０系のアルミニウム合金は以下の重量％の合金成分：
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％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
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ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
正確に事前に設定したマグネシウム含有量と、第１の実施形態と比較して減少したＳｉ含有量および厳密に規定されたＦｅ含有量とを組み合わせると、本発明による方法を用いた熱間圧延後のＭｇ２Ｓｉ沈殿物の形成を特に十分に防止することができるアルミニウム合金が製造されるため、従来法で製造された金属薄板と比較して伸びの改善および高い降伏点を有する金属薄板を提供することができる。合金成分Ｃｕ、ＭｎおよびＣｒの上限を低くすると、本発明による方法の効果がさらに増大する。Ｚｎおよび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記載を参照されたい。
ＡＡ６０１４系のアルミニウム合金は以下の重量％の合金成分：
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％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
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ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
ＡＡ６１８１系のアルミニウム合金は以下の重量％の合金成分：
０．６％ ≦Ｍｇ≦１．０％
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Ｆｅ≦０．４５％
Ｃｕ≦０．１０％
Ｍｎ≦０．１５％
Ｃｒ≦０．１０％
Ｚｎ≦０．２０％
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
０．６％ ≦Ｍｇ≦１．０％
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Ｆｅ≦０．４５％
Ｃｕ≦０．１０％
Ｍｎ≦０．１５％
Ｃｒ≦０．１０％
Ｚｎ≦０．２０％
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。
ＡＡ６１１１系のアルミニウム合金は以下の重量％の合金成分：
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％
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Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。合金ＡＡ６１１１は、原則として使用Ｔ６状態で銅含有量がより多いためより高い強度値を有するが、腐食を受けやすいものとして分類されざるを得ない。
０．５％ ≦Ｍｇ≦１．０％
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Ｆｅ≦０．４０％
０．５０％≦Ｃｕ≦０．９０％
０．１５％≦Ｍｎ≦０．４５％
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Ｚｎ≦０．１５％
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有する。合金ＡＡ６１１１は、原則として使用Ｔ６状態で銅含有量がより多いためより高い強度値を有するが、腐食を受けやすいものとして分類されざるを得ない。
記載したアルミニウム合金はすべて、様々な用途に応じてその合金成分を特別に適合させる。既に述べたように、本発明による方法を用いて製造されたこれらのアルミニウム合金のストリップは、特にＴ４状態で優れた均一伸びの値を有すると共に、たとえば２０５℃／３０分での人工時効後に降伏点が特に顕著に上昇する。
これは、溶体化焼鈍後に加熱処理を施したＴ４状態のアルミニウムストリップにも当てはまる。
Ｔ４状態での優れた成形性と、使用状態（Ｔ６状態）での高い耐食性と、降伏点Ｒｐ０．２の高値とがうまく組み合わされるため、上記の目的は、自動車、航空機または鉄道の車両工学の部材、シャーシまたは構造部品もしくはパネル用に、特に自動車工学における部材、シャーシ部品、外側もしくは内側パネルとして、好ましくは車体部材として、本発明による方法により製造されたＡｌＭｇＳｉ合金ストリップの使用により本発明の第２の教示内容によって達成される。特に、目に見える車体部材、たとえば、ボンネット、泥よけ等、および鉄道車両または航空機の外皮部材は、高い降伏点Ｒｐ０．２から恩恵を受け、高度の変形を伴う成形後でも表面特性に優れている。
したがって、本発明により製造され、かつその製造後に溶体化焼鈍を行い、続いて加熱処理を行ったアルミニウム合金ストリップにより、優れた成形性を有する急速硬化ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップを提供することができる。Ｔ４状態では、既に述べたように、ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップは均一伸びＡｇが２５％超であり、たとえば、降伏点Ｒｐ０．２が８０〜１４０ＭＰａである。この変形を用いれば、急速硬化可能で同時に非常に成形しやすいＡｌＭｇＳｉ合金ストリップを提供することができる。Ｔ６状態を得るための人工時効は、必要とされる降伏点の上昇を達成するため１８５℃で２０分間行えばよい。
次の実施形態によれば、本発明により製造されたアルミニウム合金ストリップは、圧延方向、圧延方向に対して直角方向および圧延方向に対して斜め方向に２５％超の均一伸びＡｇを有するため、特に等方性の成形性を可能にする。
好ましくは、本発明により製造されたアルミニウムストリップは、０．５ｍｍ〜１２ｍｍの厚さを有する。厚さ０．５ｍｍ〜２ｍｍを有するアルミニウムストリップは好ましくは、たとえば、自動車車両建設の車体部材に使用されるのに対し、より大きな厚さ２〜４．５ｍｍを有するアルミニウムストリップは、たとえば、自動車車両建設のシャーシ部材に使用される。また、各部材は、最大６ｍｍの厚さの冷間ストリップとして製造してもよい。さらに、特定の用途においては、最大１２ｍｍの厚さのアルミニウムストリップを使用してもよい。非常に大きな厚さを有するこうしたアルミニウムストリップは従来、熱間圧延によってのみ提供される。
次に、図面と共に実施形態を参照しながら、本発明についてより詳細に説明する。
１つの図１において、ＭｇＳｉアルミニウム合金からストリップを製造するための本発明による方法の実施形態の模式的流れ図を示す。この方法は、ａ）圧延インゴットの製造および均質化処理ステップ、ｂ）熱間圧延ステップ、ｃ）冷間圧延ステップおよびｄ）溶体化焼鈍と焼入れステップを有する。
最初に圧延インゴット１を、以下の重量％の合金成分：
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％
１．０％ ≦Ｓｉ≦１．５％
Ｆｅ≦０．５０％
Ｃｕ≦０．２０％
Ｍｎ≦０．２０％
Ｃｒ≦０．１０％
Ｚｎ≦０．２０％
Ｔｉ≦０．１５％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有するアルミニウム合金から鋳造する。
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％
１．０％ ≦Ｓｉ≦１．５％
Ｆｅ≦０．５０％
Ｃｕ≦０．２０％
Ｍｎ≦０．２０％
Ｃｒ≦０．１０％
Ｚｎ≦０．２０％
Ｔｉ≦０．１５％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％までの不可避不純物を有するアルミニウム合金から鋳造する。
この方法で製造された圧延インゴットは、合金化によって加えられた合金成分が圧延インゴット内に特に均一に分散した状態で存在するように、炉２内にて約５５０℃の均質化処理温度で８時間均質化処理する（図１ａ）。
図１ｂは、本発明による方法の本実施形態における圧延インゴット１が、どのように熱間圧延ミル３によって往復させられて熱間圧延されるかを示す。熱間圧延作業中の圧延インゴット１は、４００〜５５０℃の温度を有する。この実施形態では、熱間圧延ミル３を出てから最後から２番目の熱間圧延パスまで、熱間ストリップ４は、好ましくは少なくとも４００℃、好ましくは４７０℃〜４９０℃の温度を有する。好ましくは、この熱間ストリップ温度で、プレート冷却器５および熱間圧延ミル３の作業ローラを用いて熱間ストリップ４の焼入れが行われる。好ましくは、本例では熱間ストリップは、熱間圧延最終パスの前に２９０℃〜３１０℃の温度まで冷却される。このため、プレート冷却器５は、概略のみを示してあるが、熱間ストリップ４に冷却圧延エマルジョンを噴霧し、熱間ストリップ４が前述の温度まで確実に冷却されることを促進する。熱間圧延ミル３の作業ローラにもエマルジョンを充填し、熱間圧延最終パスで熱間ストリップ４をさらに冷却する。本実施形態では最終圧延パスの後、熱間ストリップ４は、プレート冷却器５’の出口で２００℃〜２３０℃の温度を有し、その後この温度でリコイラ６によって巻き取られる。
熱間圧延最終パスの出口直後の熱間ストリップ４は１３５℃超〜２５０℃、好ましくは２００℃〜２３０℃の温度、または任意にプレート冷却器５および熱間圧延ミル３の作業ローラを用いて最後の２つの熱間圧延パスで前述の温度になるため、高い巻取温度にもかかわらず、熱間ストリップ４は凍結結晶微細構造状態を有し、そのためＴ４状態の均一伸び特性Ａｇが２５％超と非常に優れている。一方、高い巻取温度のため、熱間ストリップは、より高速かつ有利に加工することができる。３〜１２ｍｍ、好ましくは５〜８ｍｍの厚さを有する熱間ストリップは、リコイラ６により巻き取られる。既に述べたように、本実施形態の巻取温度は、好ましくは１３５℃〜２５０℃である。
本発明による方法では、巻き取られる熱間ストリップ４において形成し得る粗大なＭｇ２Ｓｉ沈殿物はもはやないか、あるいはごくわずかである。熱間ストリップ４は、その後の加工に非常に好ましい結晶状態を有し、巻戻機７から巻き戻し、たとえば冷間圧延ミル９に供給し、リコイラ８に巻き取ることができる（図１ｃ）。
得られた冷間圧延ストリップ１１を巻き取る。その後、冷間圧延ストリップ１１を５２０℃〜５７０℃の温度の溶体化焼鈍作業、および焼入れ作業（１０）に供給する（図１ｄ）。このため、冷間圧延ストリップ１１をコイル１２から再度巻き戻し、炉１０内で溶体化焼鈍および焼入れを行い、コイル１３に再び巻き取る。Ｔ４状態における周囲温度での自然時効後に、アルミニウムストリップに最大の成形性を与えることができる。あるいは（図示せず）、アルミニウムストリップ１１は、自然時効後にＴ４状態で存在する個々の薄板に分けてもよい。
アルミニウムストリップの厚さがより大きい場合、たとえば、シャーシ用途または部材、たとえば、ブレーキアンカープレートの場合、部分焼鈍作業を代わりに行ってもよく、その後金属薄板を焼入れしてもよい。
アルミニウムストリップまたはアルミニウム薄板は、降伏点の最大値を達成するため１００℃〜２２０℃の人工時効によってＴ６状態にする。また、たとえば、人工時効は、２０５℃／３０分で行ってもよい。
図示した実施形態に従い製造されたアルミニウムストリップは、冷間圧延後、たとえば、０．５〜４．５ｍｍの厚さを有する。厚さ０．５〜２ｍｍのストリップは従来、車体用途に使用されるか、あるいは、２．０ｍｍ〜４．５ｍｍの厚さのストリップは自動車車両建設のシャーシ部材に使用される。どちらの用途分野も、ほとんどの場合、最終製品の使用状態（Ｔ６）では金属薄板の大きな変形が行われるのもかかわらず、大きな強度が要求されるため、均一伸びの値の改善は、部材の製造において決定的な利点となる。
表１は、従来の方法でまたは本発明によりアルミニウムストリップを製造するアルミニウム合金の合金成分を示す。アルミニウムストリップは、合金成分の表記含有量に加えて、残部としてアルミニウム、および個別に最大０．０５重量％、合計で最大０．１５重量％の不純物を含む。
ストリップ（サンプル）２５１および２５２は、プレート冷却器および熱間圧延自体を用いて最後の２つの熱間圧延パスにおいて約４７０℃〜４９０℃から１３５℃〜２５０℃で熱間ストリップを冷却し、巻き取る本発明による方法を用いて製造した。表２では、これらのストリップの測定値を「Ｉｎｖ．」で示す。その後、冷間圧延作業を行い、０．８６５ｍｍの最終厚にした。
ストリップ（サンプル）４９１−１および４９１−１１は、従来の熱間圧延および冷間圧延作業を用いて製造し、「Ｋｏｎｖ．」で示した。
表２に示した機械的特性の結果は、達成可能な均一伸びの値Ａｇの差を明確に示す。
Ｔ４状態を得るため、ストリップに溶体化焼鈍作業を施し、その後焼入れに続き、周囲温度で８日間自然時効させた。Ｔ６状態は、２０５℃で３０分間の自然時効後に人工時効によって得た。
Ｌで示したサンプルは圧延方向に、Ｑで示したサンプルは圧延方向に対して直角方向に、Ｄで示したサンプルは圧延方向に対して斜め方向に切り出した。サンプル４９１−１および４９１−１１は各々圧延方向に対して直角方向に測定した。
本発明による方法によってストリップ２５１および２５２において調整された有利な微細構造は、降伏点Ｒｐ０．２および強度Ｒｍが同一であるが、均一伸びＡｇを実質的に増大させることができることが明らかになった。本発明により製造されたストリップでは従来法で製造されたストリップと比較して、均一伸びＡｇが圧延方向に対して直角方向に２３．０％から最大２６．６％に上昇した。
本発明による方法を用いて形成された微細構造では、２５％超の高い均一伸びＡｇと８０〜１４０ＭＰａの非常に高い降伏点Ｒｐ０．２とが特に有利に組み合わされる。Ｔ６状態では、降伏点Ｒｐ０．２が少なくとも１８５ＭＰａまで上昇し、さらに均一伸びＡｇは１２％超にとどまる。さらに本発明により製造されたストリップでは、９７または１０７ＭＰａのΔＲｐ０．２の焼入性が非常に優れている。
Ｔ６状態では、従来法で製造されたストリップとの比較による均一伸びＡｇの増加をほぼ維持することができた。
各表における破断伸びの値ＡｇおよびＡ８０、降伏点値Ｒｐ０．２および引張強さの値Ｒｍは、ＤＩＮ ＥＮに従い測定した。
Claims (9)
- ＡｌＭｇＳｉ合金からストリップを製造する方法であり、圧延インゴットがＡｌＭｇＳｉ合金から鋳造され、前記圧延インゴットは均質化処理され、圧延温度になっている前記圧延インゴットは熱間圧延され、その後任意に最終厚に冷間圧延され、前記完成圧延ストリップは溶体化焼鈍され、焼入れされる方法であって、
熱間圧延最終パスから出た直後、前記熱間ストリップは１３０℃を超え、２５０℃まで、好ましくは２３０℃までの温度であり、前記熱間ストリップはこの温度で巻き取られること
を特徴とする方法。 - 前記熱間ストリップは少なくとも１つのプレート冷却器およびそれ自体にエマルジョンを充填した前記熱間圧延パスを用いて出口温度に焼入れされること
を特徴とする、請求項１に記載の方法。 - 前記冷却工程の開始前、前記熱間ストリップの温度は４００℃超であること
を特徴とする、請求項１または請求項２に記載の方法。 - 最後から２番目の圧延パス後の前記熱間ストリップの温度は２５０℃超であること
を特徴とする、請求項１〜３の何れか１項に記載の方法。 - 巻き取られる前の前記最終圧延パス後の前記熱間ストリップの温度は２００℃〜２３０℃であること
を特徴とする、請求項１〜４の何れか１項に記載の方法。 - 前記調製された熱間ストリップの厚さは３ｍｍ〜１２ｍｍ、好ましくは５ｍｍ〜８ｍｍであること
を特徴とする、請求項１〜５の何れか１項に記載の方法。 - 前記アルミニウム合金はＡＡ６ＸＸＸ系合金、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１またはＡＡ６１８１であること
を特徴とする、請求項１〜６の何れか１項に記載の方法。 - 前記完成圧延アルミニウムストリップは、前記アルミニウムストリップが溶体化焼鈍および焼入れ後に１００℃超に加熱される加熱処理が行われてから、巻き取られ、５５℃超、好ましくは８５℃超の温度で時効されること
を特徴とする、請求項１〜７の何れか１項に記載の方法。 - 自動車、航空機または鉄道の車両工学の部材、シャーシまたは構造部品もしくはパネル用に、特に自動車工学における部材、シャーシ部品、外側もしくは内側パネルとして、好ましくは車体部材として、請求項１〜８の何れか１項に記載の方法により製造されたアルミニウムストリップの使用。
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