JP2022519238A - アルミニウム合金製の板または帯の製造方法ならびにそれにより製造された板、帯または成形品 - Google Patents
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Abstract
アルミニウム合金製の板または帯の製造方法ならびにそれにより製造された板、帯または成形品が示される。粗い表面およびひずみ模様は、特別な組成およびミクロ構造を有する冷間圧延した板または帯が、再結晶焼なましと、続いて加速冷却とを含む熱処理にかけられる場合に回避することができる。
Description
本発明は、アルミニウム合金製の板または帯の製造方法ならびにそれにより製造された板、帯または成形品に関する。
従来技術
５ｘｘｘ－アルミニウム合金もしくはＡｌ－Ｍｇ基のアルミニウム合金の強度および成形性もしくは延性、殊に深絞り成形性を調節するために、前記板または帯もしくは前記アルミニウム合金板またはアルミニウム合金帯の金属構造において、より微細な平均結晶粒度、すなわち６０μｍまたは欧州特許出願公開第０５０７４１１号明細書（EP0507411A1）によれば５０μｍ未満の平均結晶粒度にすることは公知である。６０μｍ以下のそのようなより微細な結晶粒度の場合に不利なことは、塑性変形した板または帯の表面のタイプＡひずみ模様、すなわちリューダース線のおそれがあることである。したがって、Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ合金は、例えば、ｓｓｆ（strech strain free）品質またはｆｆａ（ひずみ模様の少ない）品質、すなわちタイプＡひずみ模様がないかまたは減少していることが要求される、車体製造における外板パネルへの適性が限定的である。
５ｘｘｘ－アルミニウム合金もしくはＡｌ－Ｍｇ基のアルミニウム合金の強度および成形性もしくは延性、殊に深絞り成形性を調節するために、前記板または帯もしくは前記アルミニウム合金板またはアルミニウム合金帯の金属構造において、より微細な平均結晶粒度、すなわち６０μｍまたは欧州特許出願公開第０５０７４１１号明細書（EP0507411A1）によれば５０μｍ未満の平均結晶粒度にすることは公知である。６０μｍ以下のそのようなより微細な結晶粒度の場合に不利なことは、塑性変形した板または帯の表面のタイプＡひずみ模様、すなわちリューダース線のおそれがあることである。したがって、Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ合金は、例えば、ｓｓｆ（strech strain free）品質またはｆｆａ（ひずみ模様の少ない）品質、すなわちタイプＡひずみ模様がないかまたは減少していることが要求される、車体製造における外板パネルへの適性が限定的である。
発明の説明
したがって、本発明の課題は、主合金元素のうちの１種としてＭｇを有するアルミニウム合金製の板または帯の製造方法ならびに比較的高い強度および成形性ならびにｓｓｆ品質またはｆｆａ品質を有する冒頭に記載された種類の板または帯を生み出すことである。そのうえ、前記方法は操作において単純であり、かつ再現性があるべきである。
したがって、本発明の課題は、主合金元素のうちの１種としてＭｇを有するアルミニウム合金製の板または帯の製造方法ならびに比較的高い強度および成形性ならびにｓｓｆ品質またはｆｆａ品質を有する冒頭に記載された種類の板または帯を生み出すことである。そのうえ、前記方法は操作において単純であり、かつ再現性があるべきである。
本発明は、前記方法に関して課された課題を、請求項１の特徴により解決する。
本発明によれば、前記方法における前記板または帯は、アルミニウム合金製、すなわちマグネシウム（Ｍｇ）２．０～５．５質量％、マンガン（Ｍｎ）０．２～１．２質量％、任意にケイ素（Ｓｉ）０．４５質量％まで、任意に鉄（Ｆｅ）０．５５質量％まで、任意にクロム（Ｃｒ）０．３５質量％まで、任意にチタン（Ｔｉ）０．２質量％まで、任意に銀（Ａｇ）０．２質量％まで、任意に亜鉛（Ｚｎ）４．０質量％まで、任意に銅（Ｃｕ）０．８質量％まで、任意にジルコニウム（Ｚｒ）０．８質量％まで、任意にニオブ（Ｎｂ）０．３質量％まで、任意にタンタル（Ｔａ）０．２５質量％まで、任意にバナジウム（Ｖ）０．０５質量％までおよび残部としてアルミニウムならびに製造に起因して不可避の不純物を有し、前記不純物はそれぞれ最大０．０５質量％および合わせて０．１５質量％以下で有する組成を有するアルミニウム合金製である。
前記方法は、次の方法工程を有する：
・圧延用インゴットを鋳造し、
・前記圧延用インゴットを熱間圧延して、熱間圧延した板または帯にし、
・前記の熱間圧延した板または帯を最終厚さに冷間圧延し、
・最終厚さに冷間圧延した板または帯を、再結晶焼なましと、続いて加速冷却とを含めて、熱処理する。
・圧延用インゴットを鋳造し、
・前記圧延用インゴットを熱間圧延して、熱間圧延した板または帯にし、
・前記の熱間圧延した板または帯を最終厚さに冷間圧延し、
・最終厚さに冷間圧延した板または帯を、再結晶焼なましと、続いて加速冷却とを含めて、熱処理する。
任意に、前記方法は、次の方法工程を有していてよい：
・前記圧延用インゴットを均質化し、
・前記板または帯を、前記の熱間圧延した板または帯の最終厚さへの冷間圧延の際に、中間焼なましし、
・前記の加速冷却した板または帯を、前記熱処理の際に、安定化させる。
・前記圧延用インゴットを均質化し、
・前記板または帯を、前記の熱間圧延した板または帯の最終厚さへの冷間圧延の際に、中間焼なましし、
・前記の加速冷却した板または帯を、前記熱処理の際に、安定化させる。
本発明によれば、前記熱処理前に、前記の最終厚さに冷間圧延した板または帯は、５μｍ～１０μｍの平均粒子径（ASTM E112の切片法により測定）を有する第１の粒子を有する少なくとも１種の金属間相、殊に一次金属間相を有し、これは、前記熱処理前の前記方法工程によるものである。例えば、少なくとも鋳造および冷間圧延においては、殊に前記中間焼なまし後に、前記板または帯が、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子を有する少なくとも１種の金属間相を有するように互いに調整される。これらの第１の粒子、ひいては一次粒子は、相対的に粗大である。そのうえ、前記一次相のこれらの粒子は、後続の再結晶焼なましに対してもしくは後続の熱処理に対しても、高い安定性を有する。
そのような組成およびミクロ構造で、高い強度および成形性ならびにｓｓｆ品質またはｆｆａ品質を有する板または帯が製造でき、しかも、そのうえこの最終厚さに冷間圧延した板または帯が前記熱処理後に６０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄ（ASTM E112の切片法により測定）を有し、かつ前記平均結晶粒度Ｄ［ｍｍ］および１ｍｍ２あたりの前記アルミニウム合金における前記の第１の粒子の数Ａが条件√Ｄ×Ａ＞１．８を満たす場合に、例えばこの板または帯において前記熱処理の前記再結晶焼なましがそのように実施される。前記再結晶焼なましに続く加速冷却により、異なる熱膨張係数に起因して、その組織内に、しかもアルミニウムマトリックスと前記金属間相の前記の第１の粒子との間に内部応力が生じ、このことが、前記金属間相の第１の粒子で十分な数の自由転位をもたらす。それによって、前記板または帯の成形の際に、リューダース線転位は不必要であるかまたは必ずしも形成されるとは限らない。これは、不都合な変形の場合でももしくは成形した板または帯の複雑な幾何学的形状の場合でも同様である。
そのうえ、この方法は、その操作において単純であり、かつ例えば前記加速冷却のための水冷により、板または帯をｓｓｆ品質またはｆｆａ品質において製造するために、最も高い再現性を有する。
前記板または帯における転位の数は、√Ｄ×Ａ＞２である場合に、前記方法においてさらに高めることができる。殊に√Ｄ×Ａ＞２．５である場合に、前記板または帯は、比較的複雑な幾何学的形状または不都合な塑性変形の場合にも前記の成形した板または帯の表面のひずみ模様、例えばタイプＡのリューダース線をおそれる必要なく、比較的高い品質要求を満たすことができる。
前記方法は、前記熱処理の際に前記再結晶焼なましが、３００℃（セルシウス度）以上、殊に６００℃までの温度で保持することにより行う場合に、その再現性においてさらに改善することができる。このことは、前記再結晶焼なましが４５０℃～５５０℃で行われる場合に、さらに改善することができる。そのうえ、この焼なまし温度は、前記組織に加速冷却により十分に予備応力をかけて、さらに続いて必ずしもリューダース線転位をしない転位を前記の第１の粒子で生成するのに十分でありうる。
これは殊に、前記の加熱された板が少なくとも１０Ｋ／ｓ（ケルビン毎秒）、殊に少なくとも２０Ｋ／ｓまたは少なくとも５０Ｋ／ｓの冷却速度で、加速冷却される場合であり、その際に、殊に１８０℃未満、殊に室温へのこの加速冷却を行うことができる。
前記平均粒子径において十分に大きく形成される第１の粒子は、前記圧延用インゴットが２．５℃／ｓ未満の冷却速度（もしくは冷却率）を遵守して凝固する場合に保証することができる。これは、前記冷却速度が２℃／ｓ未満または１℃／ｓ未満または０．７５℃／ｓ未満である場合に、さらに改善することができる。そのうえ、それによって、前記平均粒子径の場合による低下は、後続の方法工程により、例えば前記冷間圧延により阻止して、前記熱処理前の５μｍ～１０μｍの平均粒子径を保証することができる。
そのうえ、前記の任意の均質化は、４５０℃～５５０℃で少なくとも０．５ｈ保持することにより行うことができる。
前記熱間圧延は、２８０℃～５５０℃で行うことができる。
前記最終厚さへの前記冷間圧延は、１０％～６５％、殊に２０％～５０％の圧延度で行うことができる。殊に、前記中間焼なまし後の前記冷間圧延は、前記の５μｍ～１０μｍの平均粒子径の再現性を改善するために、１０％～６５％、殊に２０％～５０％の圧延度で行う場合が利点でありうる。
前記の任意の中間焼なましは、３００℃～５００℃で保持することにより行うことができる。
前記の任意の安定化は、８０℃～１２０℃で少なくとも０．５ｈ保持することにより行うことができる。
前記熱間圧延は、２８０℃～５５０℃で行うことができる。
前記最終厚さへの前記冷間圧延は、１０％～６５％、殊に２０％～５０％の圧延度で行うことができる。殊に、前記中間焼なまし後の前記冷間圧延は、前記の５μｍ～１０μｍの平均粒子径の再現性を改善するために、１０％～６５％、殊に２０％～５０％の圧延度で行う場合が利点でありうる。
前記の任意の中間焼なましは、３００℃～５００℃で保持することにより行うことができる。
前記の任意の安定化は、８０℃～１２０℃で少なくとも０．５ｈ保持することにより行うことができる。
前記熱処理前の５μｍ～１０μｍの平均粒子径は、殊に、前記中間焼なまし後の圧延度［％］および冷却速度［℃／ｓ］の積が、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０、殊に２０≦圧延度×冷却速度≦４５を満たす場合に、保証することができる。
前記金属間相がＡｌ－Ｍｎ基を有する場合には、前記アルミニウム合金においてひずみ模様が特に安定的に回避される転位を生み出すことができる。好ましくは、前記金属間相は、タイプＡｌ１３（Ｍｎ，Ｆｅ）６またはタイプＡｌ１５ＦｅＭｎ３Ｓｉ２またはタイプＡｌ１２ＭｎまたはタイプＡｌ６Ｍｎのものである。前記一次相のこれらの第１の粒子は、特に安定な相である。また、前記一次相が前記金属間相を形成して、前記板または帯の熱処理との相互作用で十分な数の転位を生み出すことが考えられる。
ゆず肌およびひずみ模様を回避しながらの高い強度および成形性は、前記アルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ基を有する）が、マグネシウム（Ｍｇ）４．０～５．０質量％および／またはマンガン（Ｍｎ）０．２～０．５質量％を有する場合に前記方法により達成できる。
特に高い強度は、前記アルミニウム合金が付加的に亜鉛（Ｚｎ）２．０～４．０質量％を有する（Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ基）場合に達成できる。任意に、このアルミニウム合金はさらに銅（Ｃｕ）０．８質量％までを有していてよい。
本発明は、前記板または帯に関して課された課題を請求項８の特徴により解決する。
アルミニウム合金製の前記板または帯が、このような合金含有率、すなわちマグネシウム（Ｍｇ）２．０～５．５質量％、マンガン（Ｍｎ）０．２～１．２質量％、任意にケイ素（Ｓｉ）０．４５質量％まで、任意に鉄（Ｆｅ）０．５５質量％まで、任意にクロム（Ｃｒ）０．３５質量％まで、任意にチタン（Ｔｉ）０．２質量％まで、任意に銀（Ａｇ）０．２質量％まで、任意に亜鉛（Ｚｎ）４．０質量％まで、任意に銅（Ｃｕ）０．８質量％まで、任意にジルコニウム（Ｚｒ）０．８質量％まで、任意にニオブ（Ｎｂ）０．３質量％まで、任意にタンタル（Ｔａ）０．２５質量％までおよび残部としてアルミニウムならびに製造に起因して不可避の不純物という含有率を有し、かつ前記不純物がそれぞれ最大０．０５質量％および合わせて０．１５質量％以下を有する場合には、例えば車体製造における外板パネルに要求されるような、十分に高い強度および成形性／延性が達成できる合金組成が利用できる。
ゆず肌およびひずみ模様、とりわけリューダース線がないことは、成形した板または帯上で、この板または帯が、６０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄ（ASTM E112の切片法により測定）を有し、かつ５μｍ～１０μｍの平均粒子径（ASTM E112の切片法により測定）を有する第１の粒子を有する少なくとも１種の金属間相、殊に一次金属間相を有し、その際に平均結晶粒度Ｄ［ｍｍ］および１ｍｍ２あたりの前記アルミニウム合金における前記の第１の粒子の数Ａが条件√Ｄ×Ａ＞１．８を満たす場合に可能になりうる。そのうえ、前記板または帯が、再結晶焼なましと、続いて加速冷却とを含めた熱処理に、および任意に前記の加速冷却した板または帯の安定化にかけられていることが必要である。それによって、前記の第１の粒子で前記板または帯の組織における転位が生成される。これらの第１の粒子、ひいては一次粒子は、前記板または帯のミクロ構造がさらに調節される前記熱処理に対しても安定である。
こうして、本発明による６０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄは、前記板または帯の比較的微細な結晶粒により、高い強度および成形性が可能になることをもたらす。
しかしながら、最後に挙げたものは、前記の成形した板または帯の表面のひずみ模様により損なわれない。なぜなら、本発明によれば、前記板または帯中に存在する第１の粒子が、５μｍ～１０μｍの限定された平均粒子径を有し、ならびに平均結晶粒度Ｄ［ｍｍ］および１ｍｍ２あたりの前記アルミニウム合金における前記の第１の粒子の数Ａが条件√Ｄ×Ａ＞１．８を満たすからである。
すなわち前記製造方法において、前記板または帯が、再結晶焼なましおよびその後の加速冷却により熱処理される場合には、これは、前記組成およびそれから得られるミクロ構造に基づいて、前記板または帯における十分に高い数の転位を引き起こしうる。これは、複雑な幾何学的形状の場合でさえもリューダース線転位の形成を防止する。したがって本発明によれば、好ましくはＡｌ－Ｍｇ基（もしくは主合金元素のうちの１種としてＭｇ）を有するアルミニウム合金製の板または帯がｓｓｆ品質またはｆｆａ品質で製造されており、前記板または帯はそのうえ、例えば車体製造における外板パネルに十分な強度および成形性において傑出しうる。
前記板または帯における転位の数は、√Ｄ×Ａ＞２である場合に、さらに高めることができる。殊に√Ｄ×Ａ＞２．５である場合に、前記板または帯は、比較的複雑な幾何学的形状または不都合な塑性変形の場合でも成形した板または帯の表面のひずみ模様、例えばタイプＡのリューダース線をおそれる必要なく、比較的高い品質要求を満たすことができる。
十分な数の転位は、前記の成形した板または帯上のひずみ模様を回避するために、それぞれ第１の粒子の結晶構造が２００超、殊に４００超の転位を有する場合に得ることができる。これは、前記板または帯が、加熱によりおよびその後の加速冷却により、それぞれの第１の粒子での前記結晶構造が２００超、殊に４００超の転位を有するように熱処理された場合に達成できる。
好ましくは、前記の第１の粒子の数Ａが１０粒子／ｍｍ２以上であり、これは、ひずみ模様を回避するために十分な、前記板または帯における前記転位の分布を可能にすることができる。これは殊に、前記の第１の粒子の数Ａが、２５粒子／ｍｍ２以上、好ましくは３５粒子／ｍｍ２以上である場合である。
前記金属間相がＡｌ－Ｍｎ基を有する場合には、ひずみ模様が安定的に回避される転位を前記アルミニウム合金において生み出すことができる。好ましくは、前記金属間相は、タイプＡｌ１３（Ｍｎ，Ｆｅ）６またはタイプＡｌ１５ＦｅＭｎ３Ｓｉ２またはタイプＡｌ１２ＭｎまたはタイプＡｌ６Ｍｎのものである。前記一次相のこれらの第１の粒子は、特に安定な相である。また、前記一次相が前記金属間相を形成して、前記板または帯の後続の熱処理により十分な数の転位を生み出すことが考えられる。
ゆず肌およびひずみ模様を回避しながらの高い強度および成形性は、前記アルミニウム合金がマグネシウム（Ｍｇ）４．０～５．０質量％および／またはマンガン（Ｍｎ）０．２～０．５質量％を有する場合に達成できる。
特に高い強度は、前記アルミニウム合金が付加的に亜鉛（Ｚｎ）２．０～４．０質量％を有する（Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ基を有する）場合に達成できる。任意に、このアルミニウム合金はさらに銅（Ｃｕ）０．８質量％までを有していてよい。
本発明による板または帯はさらに、特に、板成形による成形品、殊に車両部品、好ましくは車体部品の製造に適当でありうる。好ましくは、前記板または帯から、ブランクが製造され、板成形法を行うことができる。
一般に、前記平均結晶粒度および前記平均粒子径が、ASTM E112の切片法により測定されることが挙げられる。
好ましくは、前記アルミニウム合金はＡｌ－Ｍｇ基を有する。
さらに、前記板または帯は、５０μｍ以下、４０μｍ以下または３０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄを有していてよい。
好ましくは、前記アルミニウム合金はＡｌ－Ｍｇ基を有する。
さらに、前記板または帯は、５０μｍ以下、４０μｍ以下または３０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄを有していてよい。
さらに、前記冷却速度（もしくは冷却率）は、２．４℃／ｓ未満、２．３℃／ｓ未満、２．２℃／ｓ未満、２．１℃／ｓ未満、２．０℃／ｓ未満、１．９℃／ｓ未満、１．８℃／ｓ未満、１．７℃／ｓ未満、１．６℃／ｓ未満、１．５℃／ｓ未満、１．４℃／ｓ未満、１．３℃／ｓ未満、１．２℃／ｓ未満、１．１℃／ｓ未満、１．０℃／ｓ未満、０．９℃／ｓ未満、０．８℃／ｓ未満、０．７℃／ｓ未満または０．６℃／ｓ未満であってよい。
一般に、前記帯が、スリット帯または板へ分離されるかまたは前記板または帯からもブランクが分離されて、これらの半製品を成形する、例えば板成形することできることが挙げられる。前記成形は、深絞り、ロール成形等であってよい。
一般に、前記アルミニウム合金が、例えばタイプEN AW-5083またはEN AW-5086またはEN AW-5182またはEN AW-5454またはEN AW-5457またはEN AW-5754のものであってよいことが挙げられる。
本発明を実施するための方法
達成される効果を検出するために、例えば冷間圧延した半製品、すなわちＡｌ－Ｍｇ－Ｍｎ基を有するアルミニウム合金製の薄板およびＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有するアルミニウム合金製の薄板を製造した。次の、
および残部としてアルミニウムならびに製造に起因して不可避の不純物からなり、前記不純物がそれぞれ最大０．０５質量％および合わせて０．１５質量％以下を有するアルミニウム合金を使用した。
達成される効果を検出するために、例えば冷間圧延した半製品、すなわちＡｌ－Ｍｇ－Ｍｎ基を有するアルミニウム合金製の薄板およびＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有するアルミニウム合金製の薄板を製造した。次の、
これらの薄板の製造を、次の方法パラメーターにより行った：
ＷＱ：水焼入れ（加速冷却の一例として）
ＡＣ：静止空気中の冷却。
ＡＣ：静止空気中の冷却。
これらの薄板から、ブランク、すなわち板切断物を製造し、これらを車体部品、すなわちボンネットに成形し、すなわち板成形、しかも深絞りした。
実施例１：
化学組成Ｃ１を有するタイプAA5182（Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ基）の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ１を製造した。その圧延用インゴットの製造を、比較的低下した冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、かつ最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記薄板Ａ１の平均結晶粒度もしくは最終粒度は１５μｍ（ASTM E112の切片法により測定）となり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり４４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径（ASTM E112の切片法により測定）を有する第１の粒子が見出された。これらの一次粒子は、そのうえ比較的粗大に形成されていた。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は４４であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
化学組成Ｃ１を有するタイプAA5182（Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ基）の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ１を製造した。その圧延用インゴットの製造を、比較的低下した冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、かつ最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記薄板Ａ１の平均結晶粒度もしくは最終粒度は１５μｍ（ASTM E112の切片法により測定）となり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり４４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径（ASTM E112の切片法により測定）を有する第１の粒子が見出された。これらの一次粒子は、そのうえ比較的粗大に形成されていた。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は４４であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
５．４の√Ｄ×Ａ値で、規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。引張試験は、前記薄板Ａ１の表面にリューダース線を示さなかった。したがって、前記の第１の粒子を有する本発明による金属間相は、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な数の転位を引き起こすことができた。
実施例２：
化学組成Ｃ２を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１５％であり（１．４１ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は２７であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
化学組成Ｃ２を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１５％であり（１．４１ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は２７であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
前記熱処理後の前記薄板Ａ１の平均結晶粒度もしくは最終粒度は３５μｍとなり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１２個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。２．２４の√Ｄ×Ａ値で、規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。引張試験は、前記薄板Ａ２の表面にリューダース線を示さなかった。したがって、前記の第１のもしくは一次粒子を有する本発明による金属間相は、前記成形の際にリューダース線を防止するのに十分な数の転位を引き起こすことができた。
実施例３：
化学組成Ｃ３を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ３を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１８％であり（１．４６ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記平均結晶粒度もしくは最終粒度は２９μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は３２であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
化学組成Ｃ３を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ３を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１８％であり（１．４６ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記平均結晶粒度もしくは最終粒度は２９μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は３２であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
２．３８の√Ｄ×Ａ値で、規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。引張試験は、前記薄板Ａ３の表面のリューダース線を示した。したがって、前記の第１のもしくは一次粒子を有する本発明による金属間相は、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な数の転位を引き起こすことができた。
実施例４：
化学組成Ｃ４を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの２枚の薄板Ａ４．１およびＡ４．２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは２５％であった（１．６０ｍｍから１．２ｍｍへ）。最終的な熱処理を、薄板Ａ４．１の場合に５００℃で行い、続いて水焼入れした。これに反して、薄板Ａ４．２を、３７０℃で最終的に熱処理し、続いて静止空気で冷却した。
化学組成Ｃ４を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの２枚の薄板Ａ４．１およびＡ４．２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは２５％であった（１．６０ｍｍから１．２ｍｍへ）。最終的な熱処理を、薄板Ａ４．１の場合に５００℃で行い、続いて水焼入れした。これに反して、薄板Ａ４．２を、３７０℃で最終的に熱処理し、続いて静止空気で冷却した。
双方の薄板Ａ４．１およびＡ４．２の平均結晶粒度もしくは最終粒度は３２μｍであり、かつそれらの一次金属間相中に、１ｍｍ2あたり１２個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。２．１４の√Ｄ×Ａ値で、双方の薄板Ａ４．１およびＡ４．２は規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。
そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は４５であり、双方の薄板Ａ４．１およびＡ４．２は条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
前記薄板Ａ４．１とは異なり、前記深絞り後の前記薄板Ａ４．２上に、リューダース線が現れる。前記薄板Ａ４．２上に、同じ組成およびミクロ構造にもかかわらず、静止空気中のよりゆっくりとした冷却により、リューダース線を防止するのに十分な数の転位を前記組織中に形成することができなかった。前記薄板Ａ４．１のその加速水冷は、すなわち、前記の第１のもしくは一次粒子を有する金属間相が、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な数の転位を引き起こすことができることをもたらした。
実施例５：
化学組成Ｃ４を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ５を製造した。前記圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記平均結晶粒度もしくは最終粒度は１０μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１２個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。
化学組成Ｃ４を有するタイプAA5182の合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ５を製造した。前記圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記平均結晶粒度もしくは最終粒度は１０μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１２個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。
１．２の√Ｄ×Ａ値で、リューダース線がない規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たさない。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は１１３であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たさない。前記深絞り後に、リューダース線を検出した。したがって、前記の第１のもしくは一次粒子を有する金属間相は、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な高い数の転位を引き起こすことができなかった。
実施例６．１：
化学組成Ｄ１のＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有する合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ６．１を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１８％であった（１．４６ｍｍから１．２ｍｍへ）。最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記加速冷却後に、安定化を１００℃で３ｈ（時）実施した。前記結晶粒度もしくは最終粒度は２８μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。２．３４の√Ｄ×Ａ値で、規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。そのうえ、３２の前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は３２であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
化学組成Ｄ１のＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有する合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ６．１を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは１８％であった（１．４６ｍｍから１．２ｍｍへ）。最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記加速冷却後に、安定化を１００℃で３ｈ（時）実施した。前記結晶粒度もしくは最終粒度は２８μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。２．３４の√Ｄ×Ａ値で、規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たす。そのうえ、３２の前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は３２であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たす。
引張試験は、前記薄板Ａ６．１の表面のリューダース線を示した。したがって、前記の第１のもしくは一次粒子を有する本発明による金属間相は、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な数の転位を引き起こすことができた。
実施例６．２：
化学組成Ｄ１のＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有する合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ６．２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記結晶粒度もしくは最終粒度は１０μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。１．４の√Ｄ×Ａ値で、リューダース線がない規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たさない。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は１１３であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たさない。
化学組成Ｄ１のＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｍｎ基を有する合金から、板厚１．２ｍｍの薄板Ａ６．２を製造した。その圧延用インゴットを、１．８℃／ｓの冷却速度（もしくは冷却率）で凝固させ、かつ前記熱間圧延および冷間圧延での圧延工程を、標準スキームに従って実施した。前記冷間圧延での最後の圧延パスは６３％であり（３．２５ｍｍから１．２ｍｍへ）、最終的な熱処理を５００℃で行い、続いて水焼入れした。前記結晶粒度もしくは最終粒度は１０μｍであり、かつ前記一次金属間相中に、１ｍｍ２あたり１４個の、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子が見出された。１．４の√Ｄ×Ａ値で、リューダース線がない規準（√Ｄ×Ａ＞１．８）を満たさない。そのうえ、前記中間焼なまし後の冷却速度および圧延度の積は１１３であり、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０を満たさない。
前記深絞り後に、リューダース線が確認された。したがって、前記の第１のもしくは一次粒子を有する金属間相は、前記成形の際のリューダース線を防止するのに十分な高い数の転位を引き起こすことができなかった。
本発明による全ての実施例、すなわちＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４．１およびＡ６．１は、それぞれの第１の粒子のそれらの結晶構造が２００超、殊に４００超の転位を有することが共通している。
一般に、「殊に」は“more particularly”として英語に翻訳することができることが確かめられる。「殊に」が前に置かれている特徴は、省略することができる任意の特徴とみなすべきであり、したがって、例えば請求の範囲を限定するものではない。同じことは「好ましくは」に当てはまり、“preferably”として英語に翻訳される。
Claims (15)
- マグネシウム（Ｍｇ） ２．０～５．５質量％、
マンガン（Ｍｎ） ０．２～１．２質量％、
任意で
ケイ素（Ｓｉ） ０．４５質量％まで、
鉄（Ｆｅ） ０．５５質量％まで、
クロム（Ｃｒ） ０．３５質量％まで、
チタン（Ｔｉ） ０．２質量％まで、
銀（Ａｇ） ０．２質量％まで、
亜鉛（Ｚｎ） ４．０質量％まで、
銅（Ｃｕ） ０．８質量％まで、
ジルコニウム（Ｚｒ） ０．８質量％まで、
ニオブ（Ｎｂ）０．３質量％まで、
タンタル（Ｔａ） ０．２５質量％まで、
バナジウム（Ｖ） ０．０５質量％まで
および残部としてアルミニウムならびに製造に起因して不可避の不純物を含有し、前記不純物がそれぞれ最大０．０５質量％および合わせて０．１５質量％以下であるアルミニウム合金製の板または帯の製造方法であって、次の方法工程を有する：
圧延用インゴットを鋳造する工程、
前記圧延用インゴットを均質化する任意の工程、
前記圧延用インゴットを熱間圧延して、熱間圧延した板または帯にする工程、
前記の熱間圧延した板または帯を最終厚さに冷間圧延し、任意で前記板または帯の中間焼なましを伴う工程、ここで、前記の最終厚さに冷間圧延した板または帯が、５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子を有する少なくとも１種の金属間相を有する、
前記の最終厚さに冷間圧延した板または帯を熱処理する工程であって、再結晶焼なましと、続いて加速冷却および任意で前記の加速冷却した板または帯の安定化とを含む工程、ここで、前記の熱処理した板または帯が、６０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄを有し、かつ前記平均結晶粒度Ｄ［ｍｍ］および１ｍｍ２あたりの前記アルミニウム合金における前記の第１の粒子の数Ａが、条件
√Ｄ×Ａ＞１．８
を満たす、前記方法。 - √Ｄ×Ａ＞２、殊に＞２．５
であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。 - 前記再結晶焼なましを、３００℃以上、殊に６００℃まで、好ましくは４５０℃～５５０℃で行う、および／または
殊に１８０℃未満、殊に室温への前記加速冷却を、少なくとも１０Ｋ／ｓ、殊に少なくとも２０Ｋ／ｓまたは少なくとも５０Ｋ／ｓの冷却速度で行うことを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。 - ２．５℃／ｓ未満、殊に２℃／ｓ未満または１℃／ｓ未満または０．７５℃／ｓ未満の冷却速度を遵守して前記圧延用インゴットを凝固させることを特徴とする、請求項１から３までのいずれか１項に記載の方法。
- 前記の任意の均質化を４５０℃～５５０℃で少なくとも０．５ｈ行う、および／または
前記熱間圧延を２８０℃～５５０℃で行う、および／または
前記冷間圧延を、殊に前記中間焼なまし後に、１０％～６５％、殊に１５％～６５％の圧延度を有する最終厚さになるまで行う、および／または
前記板または帯の前記の任意の中間焼なましを３００℃～５００℃で行う、および／または
前記の任意の安定化を８０℃～１２０℃で少なくとも０．５ｈ行うことを特徴とする、請求項１から４までのいずれか１項に記載の方法。 - 前記中間焼なまし後の圧延度［％］および冷却速度［℃／ｓ］の積が、条件１０≦圧延度×冷却速度≦５０、殊に２０≦圧延度×冷却速度≦４５を満たすことを特徴とする、請求項１から５までのいずれか１項に記載の方法。
- 前記金属間相、好ましくは一次金属間相が、Ａｌ－Ｍｎ基を有し、殊にタイプＡｌ１３（Ｍｎ，Ｆｅ）６またはタイプＡｌ１５ＦｅＭｎ３Ｓｉ２またはタイプＡｌ１２ＭｎまたはタイプＡｌ６Ｍｎのものであることを特徴とする、請求項１から６までのいずれか１項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、
マグネシウム（Ｍｇ） ４．０～５．０質量％および／または
マンガン（Ｍｎ） ０．２～０．５質量％および
任意で
亜鉛（Ｚｎ） ２．０～４．０質量％
を含有することを特徴とする、請求項１から７までのいずれか１項に記載の方法。 - マグネシウム（Ｍｇ） ２．０～５．５質量％、
マンガン（Ｍｎ） ０．２～１．２質量％、
任意で
ケイ素（Ｓｉ） ０．４５質量％まで、
鉄（Ｆｅ） ０．５５質量％まで、
クロム（Ｃｒ） ０．３５質量％まで、
チタン（Ｔｉ） ０．２質量％まで、
銀（Ａｇ） ０．２質量％まで、
亜鉛（Ｚｎ） ４．０質量％まで、
銅（Ｃｕ） ０．８質量％、
ジルコニウム（Ｚｒ） ０．８質量％まで、
ニオブ（Ｎｂ） ０．３質量％まで、
タンタル（Ｔａ） ０．２５質量％まで、
バナジウム（Ｖ） ０．０５質量％まで
および残部としてアルミニウムならびに製造に起因して不可避の不純物を含有し、前記不純物がそれぞれ最大０．０５質量％および合わせて０．１５質量％以下であるアルミニウム合金製の板または帯であって、前記板または帯が、６０μｍ以下の平均結晶粒度Ｄを有し、かつ５μｍ～１０μｍの平均粒子径を有する第１の粒子を有する少なくとも１種の金属間相を有し、かつ前記平均結晶粒度Ｄ［ｍｍ］および１ｍｍ２あたりの前記アルミニウム合金における第１の粒子の数Ａが、条件
√Ｄ×Ａ＞１．８
を満たし、ここで、前記板または帯は、再結晶焼なましと、続いて加速冷却および任意で前記の加速冷却した板または帯の安定化とを含む熱処理にかけられていることを特徴とする、前記板または帯。 - √Ｄ×Ａ＞２、殊に＞２．５
であることを特徴とする、請求項９に記載の板または帯。 - それぞれの第１の粒子の結晶構造が、２００超、殊に４００超の転位を有することを特徴とする、請求項９または１０に記載の板または帯。
- 前記アルミニウム合金における前記の第１の粒子の数Ａが、１０粒子／ｍｍ２以上、殊に２５粒子／ｍｍ２以上、好ましくは３５粒子／ｍｍ２以上であることを特徴とする、請求項９から１１までのいずれか１項に記載の板または帯。
- 前記金属間相、好ましくは一次金属間相が、Ａｌ－Ｍｎ基を有し、殊にタイプＡｌ１３（Ｍｎ，Ｆｅ）６またはタイプＡｌ１５ＦｅＭｎ３Ｓｉ２またはタイプＡｌ１２ＭｎまたはタイプＡｌ６Ｍｎのものであることを特徴とする、請求項９から１２までのいずれか１項に記載の板または帯。
- 前記アルミニウム合金が、
マグネシウム（Ｍｇ） ４．０～５．０質量％および／または
マンガン（Ｍｎ） ０．２～０．５質量％および
任意で
亜鉛（Ｚｎ） ２．０～４．０質量％
を含有することを特徴とする、請求項９から１３までのいずれか１項に記載の板または帯。 - 請求項９から１４までのいずれか１項に記載の板成形した板または帯からなる成形品、殊に車両部品、好ましくは車体部品。
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