JP2023544696A - 圧延アルミニウム合金製板材およびこの板材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、圧延アルミニウム合金製板材およびこの板材の製造方法に関する。高い強度値を得るために、板材は再結晶化率が２５％未満の部分再結晶微細構造を有し、微細構造の非再結晶微細構造領域が回復状態にあり、かつ圧延方向の平均亜粒径が１０μｍ未満である。【選択図】図１
Description
本発明は、圧延アルミニウム合金製板材およびこの板材の製造方法に関する。
圧延ＥＮ ＡＷ－６０８２アルミニウム合金製板材が知られている。この種の板材は、Ｔ６状態では２６０ＭＰａの降伏強度（Ｒｐ０．２）に達し得る。
圧延Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム合金製板材において、再結晶状態でより微細な結晶粒微細構造を得るために、合金に０．１～０．４重量％ジルコニウム（Ｚｒ）を添加することが知られている（特許文献１）。Ｚｒを含有するか否かにかかわらず、Ｔ４状態の板材の降伏強度（Ｒｐ０．２）は基本的に同程度である。
Ｆｒｉｅｄｒｉｃｈ Ｏｓｔｅｒｍａｎｎ，Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｓｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ，第３版，２０１４年発行：Ａｂｋｕｅｈｌｅｎ ｎａｃｈ ｄｅｍ Ｌｏｅｓｕｎｇｓｇｌｕｅｈｅｎ
Ｆｒｉｅｄｒｉｃｈ Ｏｓｔｅｒｍａｎｎ，Ａｎｗｅｎｄｕｎｇｓｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ，第３版，２０１４年発行，ＩＳＢＮ ９８７－３－６６２－４３８０６－０，１７５ページ
そのため本発明は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム合金製板材の強度、特に降伏強度（Ｒｐ０．２）を向上させることを課題とする。さらに、本発明の課題は、このために再現可能な方法を提供することである。
本発明は、請求項１の特徴によって、板材に関して提示された課題を解決する。
本発明は、請求項１０の特徴によって、方法に関して提示された課題を解決する。
本発明は、請求項１の特徴によって、板材に関して提示された課題を解決する。
アルミニウム合金は、０．７～１．５重量％のケイ素（Ｓｉ）、０．５～１．３重量％のマグネシウム（Ｍｇ）、０．０５～０．６重量％のマンガン（Ｍｎ）、０．１～０．３重量％のジルコニウム（Ｚｒ）を含む場合、好ましくは降伏強度（Ｒｐ０．２）において、強度向上の条件がもたらされ得る。すなわち、他の圧延６ｘｘｘ合金と比べてＺｒ含有量が高いことを考慮すると、この組成によって板材の特別な微細構造、すなわち、基本的に回復した微細構造、つまり再結晶粒の割合が低い微細構造を得ることができる。そのために、板材は再結晶化率が２５％未満の部分再結晶微細構造を有する。加えて、微細構造の非再結晶微細構造領域が回復状態にあり、圧延方向の平均亜粒径が１０μｍ未満である場合、高い強度が得られ得る。驚くべきことに、アルミニウム合金の組成にＺｒが含まれていることで、比較的微細に分布する金属間Ｚｒ含有粒子、例えば（Ａｌ，Ｓｉ）３ＺｒまたはＡｌ３Ｚｒ粒子が微細構造中に形成され、これが、比較的小さな亜粒径を達成すると同時に、比較的低い再結晶化率で亜粒界のピンニングをもたらすことが見出された。板材がこのような特別なミクロ構造または微細構造を有する場合、板材の降伏強度（Ｒｐ０．２）が大幅に向上され得る。
さらにアルミニウム合金は、追加的に、そのつど任意に、次に列挙する元素の１つまたは複数を以下の含有量で含み得る：０．５重量％以下の銅（Ｃｕ）；０．７重量％以下の鉄（Ｆｅ）；０．１重量％以下のクロム（Ｃｒ）；０．２重量％以下のチタン（Ｔｉ）；０．５重量％以下の亜鉛（Ｚｎ）；０．２重量％以下のスズ（Ｓｎ）、０．１重量％以下のストロンチウム（Ｓｒ）、０．２重量％以下のバナジウム（Ｖ）、０．２重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）。好ましくは、板材は６ｘｘｘ系の圧延アルミニウム合金製である。
回復微細構造の割合を高めるために、再結晶化率は低い方が好ましい。これは特に再結晶化率が１５％未満の場合に当てはまる。有利には、高強度化のために微細構造中の回復構造の割合を高く確保できるように、再結晶化率は５％未満である。
上記は、圧延方向の平均亜粒径が５μｍ以下の場合にさらに向上し得る。
板材は、Ｔ６状態、例えばＴ６５１状態を有する場合、強度がさらに高まり得る。
Ｔ６状態であれば、特に板材は３５０ＭＰａ超の降伏強度（Ｒｐ０．２）を有し得る。
次に列挙する元素の１つまたは複数でアルミニウム合金をさらに調整する場合、板材をさらに改善し得る：
Ｓｉ：アルミニウム合金が０．９～１．３重量％のケイ素（Ｓｉ）を含む場合、特に、アルミニウム合金が１．０～１．２重量％のケイ素（Ｓｉ）を含む場合、強度はさらに向上し得る。
Ｍｇ：アルミニウム合金が０．７５～０．９５重量％のマグネシウム（Ｍｇ）を含む場合、これによりアルミニウム合金中の可溶性Ｍｇが最適量に達し得るのに加えて、ＭｇおよびＳｉ含有相によって強度がさらに向上し得る。
Ｍｎ：アルミニウム合金中のマンガン（Ｍｎ）含有量が０．３～０．５重量％である場合、特にＴ６状態で板材の強度をさらに向上させるために、Ｍｎの割合もＺｒ含有粒子も増加させ得る。
Ｚｒ：ジルコニウムの含有量をさらに増加させると、すなわち、ジルコニウム（Ｚｒ）の含有量が０．１５～０．２５重量％であると、板材の強度がさらに向上し得る。これは、例えば、Ｚｒが微細構造の再結晶を一層抑制し、粒子の密度を高める。このように、Ｚｒ含有量を増加させることにより、熱的に比較的安定した亜粒界硬化が確認でき、その活性は最大５７０℃の熱処理後も持続した。上記は、アルミニウム合金が０．１８～０．２２重量％のジルコニウム（Ｚｒ）を含む場合にさらに改善される。
Ｃｕ：アルミニウム合金が０．１～０．５重量％の銅（Ｃｕ）を含む場合、板材の強度がさらに向上し得る。この際、銅（Ｃｕ）の上限が０．５重量％であることは、板材の腐食感受性を低く抑えるのに役立つ。
Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｃｕ：ＳｉおよびＭｇ（例えば、最大溶解度に調整）をＣｕと組み合わせると、特に析出物の体積分率を高めるのに役立つ。
Ｆｅ：加えて、鉄（Ｆｅ）を最大０．７重量％含有することも、強度をさらに向上させるのに役立ち得る。例えば、Ｆｅ含有量は少なくとも０．１重量％とし得る。
Ｓｉ：アルミニウム合金が０．９～１．３重量％のケイ素（Ｓｉ）を含む場合、特に、アルミニウム合金が１．０～１．２重量％のケイ素（Ｓｉ）を含む場合、強度はさらに向上し得る。
Ｍｇ：アルミニウム合金が０．７５～０．９５重量％のマグネシウム（Ｍｇ）を含む場合、これによりアルミニウム合金中の可溶性Ｍｇが最適量に達し得るのに加えて、ＭｇおよびＳｉ含有相によって強度がさらに向上し得る。
Ｍｎ：アルミニウム合金中のマンガン（Ｍｎ）含有量が０．３～０．５重量％である場合、特にＴ６状態で板材の強度をさらに向上させるために、Ｍｎの割合もＺｒ含有粒子も増加させ得る。
Ｚｒ：ジルコニウムの含有量をさらに増加させると、すなわち、ジルコニウム（Ｚｒ）の含有量が０．１５～０．２５重量％であると、板材の強度がさらに向上し得る。これは、例えば、Ｚｒが微細構造の再結晶を一層抑制し、粒子の密度を高める。このように、Ｚｒ含有量を増加させることにより、熱的に比較的安定した亜粒界硬化が確認でき、その活性は最大５７０℃の熱処理後も持続した。上記は、アルミニウム合金が０．１８～０．２２重量％のジルコニウム（Ｚｒ）を含む場合にさらに改善される。
Ｃｕ：アルミニウム合金が０．１～０．５重量％の銅（Ｃｕ）を含む場合、板材の強度がさらに向上し得る。この際、銅（Ｃｕ）の上限が０．５重量％であることは、板材の腐食感受性を低く抑えるのに役立つ。
Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｃｕ：ＳｉおよびＭｇ（例えば、最大溶解度に調整）をＣｕと組み合わせると、特に析出物の体積分率を高めるのに役立つ。
Ｆｅ：加えて、鉄（Ｆｅ）を最大０．７重量％含有することも、強度をさらに向上させるのに役立ち得る。例えば、Ｆｅ含有量は少なくとも０．１重量％とし得る。
好ましくは、アルミニウム合金の金属間相は、平均粒径が最大１００ｎｍ（ナノメートル）のＺｒ含有粒子を有し、Ｚｒ含有粒子の数は１×１０６個／ｍｍ２以上である。このような粒径および粒子数であると、亜粒界のピンニングが改善され得るとともに、回復・非再結晶微細構造の割合がさらに増加し得る。加えて、これにより回復微細構造領域の平均亜粒径がさらに小さくなり得ることで、板材の強度がさらに向上し得る。
上記は、Ｚｒ含有粒子の平均粒径が３０～１００ｎｍの範囲にあるとき、更に改善され得る。Ｚｒ含有粒子の数が１００×１０６個／ｍｍ２以下の場合、有利であることも判明し得る。さらに、Ｚｒ含有粒子の数が５×１０６個／ｍｍ２以上の場合、有利であり得る。
特に、板材は機械製造に適し得る。
本発明は、請求項１０の特徴によって、方法に関して提示された課題を解決する。
圧延インゴットを多段階で均質化し、それに続いて室温に加速冷却（焼入れ）することによって、他の既知の方法と比較して、再結晶化率が比較的低く、かつ亜粒径が比較的小さい、基本的に回復した微細構造を再現可能に生産し得る。これは、３００～４００℃の範囲にある第１の温度で第１の均質化を、それに続いて、アルミニウム合金の固相線温度よりも５００～１０℃低い範囲にある第２の温度で第２の均質化を行うことによって実施する。一般に、加速冷却（しばしば、焼入れとも呼ばれる）は、室温および静止空気中での冷却よりも急速な冷却と理解され得るとされている（非特許文献１参照）。
好ましくは、第１の均質化は、０．５時間以上および／もしくは最大４日間の第１の保持時間、ならびに／または５Ｋ／ｍｉｎの最大加熱速度で実施し得る。それにより、微細構造中のＺｒ含有粒子の数をさらに増加させ得る。好ましくは、微細構造中の濃度差をさらに減少させるために、第２の均質化を、０．５時間以上および／もしくは最大２４時間の第２の保持時間で実施する。
均質化した圧延インゴットの熱間圧延は、好ましい変形構造を得るために、アルミニウム合金の固相線温度よりも５～１００℃低い温度で実施し得る。
板材の溶体化焼鈍は、４６０～５８０℃の範囲の温度で実施し得る。板材の溶体化焼鈍は、１分間～１０時間の保持時間でも実施し得る。一般に、溶体化焼鈍によって、時効硬化に関与する合金元素を可能な限り完全に溶解させ得るとされている（非特許文献２参照）。
例えば、自然時効は、室温で、および／または好ましくは最大８週間の保持時間で実施し得る。これは方法のさらなる簡素化に寄与し得る。
板材の強度をさらに向上させるために、人工時効は、１３０～２１０℃の範囲の温度で、および／または１～２４時間の保持時間で実施し得る。
上記は、熱処理によって板材がＴ６、特にＴ６５１状態に変化する場合に、さらに向上し得る。
得られた効果を証明するために、圧延半製品、すなわち板材ＡおよびＢを、いずれも板厚６ｍｍ（ミリメートル）で、それぞれ以下の組成、および残りの部分がアルミニウムからなり、さらに製造工程上避けられない不純物をそれぞれ最大０．０５重量％、合計で最大０．１５重量％含む圧延アルミニウム合金から製造した。一般に、板材として、４～１５０ｍｍ、特に６～４０ｍｍの板厚が考えられる。
板材Ａの合金はＥＮ ＡＷ－６０８２規格合金である。この規格合金ＥＮ ＡＷ－６０８２をベースとして、合金元素Ｓｉ、Ｍｇ、およびＣｕの含有量を増加させた。板材Ｂは、Ｓｉ、Ｍｇ、およびＣｕの含有量を変化させたのに加え、Ｚｒも添加しており、それにより本発明による実施形態を表している。
図１は製造方法を概略的に示したものであり、前記の順序で、事前に鋳造した圧延インゴットの均質化（Ｈ）、均質化した圧延インゴットの板材への熱間圧延（ＷＷ）、板材の溶体化焼鈍（ＬＧ）、自然時効（ＫＡ）、冷間加工（Ｒ）、および人工時効（ＷＡ）を表す。図１の実線は、板材Ａおよび板材Ｂを製造する手順を部分的に示している。部分的にというのは、板材Ｂは均質化（Ｈ）の際に、まず点線に従って処理し、次いで実線に従って処理するためである。これは特別な方法改善である。
板材ＡおよびＢには前述の順序で次の方法ステップを実施し、この際、板材Ａ用の圧延インゴットには、板材Ｂ用の圧延インゴットとは異なる均質化を行った。
ａ．鋳造圧延インゴットの均質化（Ｈ）：
板材Ａ用の圧延インゴット：温度５５０℃（摂氏）で保持時間２ｈ（時間）、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎ（ケルヴィン／分）での１段階均質化（Ｈ２）；
板材Ｂ用の圧延インゴット：第１の均質化（Ｈ１）が３５０℃で保持時間１６ｈ、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎ、および第２の均質化（Ｈ２）が５５０℃で保持時間２ｈ、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎの２段階均質化であり、図１からわかるように、第２の均質化（Ｈ２）は第１の均質化（Ｈ１）の直後に行う。
ｂ．５４０℃の温度で板材を４０ｍｍ（ミリメートル）の初期厚さから６ｍｍにする、均質化した圧延インゴットの熱間圧延（ＷＷ）；
ｃ．温度５７０℃、保持時間２０ｍｉｎ（分間）での板材の溶体化焼鈍（ＬＧ）に続いて、水焼入れ下で室温２０℃（ＲＴ）に加速冷却；
ｄ．保持時間１４日間での板材の自然時効（ＫＡ）に続いて、ひずみ度２％での板材の延伸による冷間成形；
ｅ．温度１６０℃、保持時間１４ｈでの板材の人工時効（ＷＡ）。
ａ．鋳造圧延インゴットの均質化（Ｈ）：
板材Ａ用の圧延インゴット：温度５５０℃（摂氏）で保持時間２ｈ（時間）、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎ（ケルヴィン／分）での１段階均質化（Ｈ２）；
板材Ｂ用の圧延インゴット：第１の均質化（Ｈ１）が３５０℃で保持時間１６ｈ、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎ、および第２の均質化（Ｈ２）が５５０℃で保持時間２ｈ、加熱速度１Ｋ／ｍｉｎの２段階均質化であり、図１からわかるように、第２の均質化（Ｈ２）は第１の均質化（Ｈ１）の直後に行う。
ｂ．５４０℃の温度で板材を４０ｍｍ（ミリメートル）の初期厚さから６ｍｍにする、均質化した圧延インゴットの熱間圧延（ＷＷ）；
ｃ．温度５７０℃、保持時間２０ｍｉｎ（分間）での板材の溶体化焼鈍（ＬＧ）に続いて、水焼入れ下で室温２０℃（ＲＴ）に加速冷却；
ｄ．保持時間１４日間での板材の自然時効（ＫＡ）に続いて、ひずみ度２％での板材の延伸による冷間成形；
ｅ．温度１６０℃、保持時間１４ｈでの板材の人工時効（ＷＡ）。
これらの方法を実施した板材ＡおよびＢは、引張試験（ＤＩＮ規格 ＥＮ１０００２－１に準拠した引張試験）を実施して、機械的特性値の０．２％耐力Ｒｐ０．２、引張強さＲｍ、一様伸びＡｇ、および破断伸びＡを調べた。
加えて、両板材について、再結晶化率、平均亜粒径、さらに微細構造中のＺｒ含有粒子の数と平均粒径（このＺｒ含有粒子の最大フェレ径から算出）を決定した。再結晶化率は、日本電子７２００Ｆ ＦＥＧ－ＳＥＭ ＥＢＳＤ検出器を使用し、（ａ）０．６μｍのステップサイズを有する３次カーネル内の粒平均方位差が０．５度未満、（ｂ）平均バンドコントラストが最大測定バンドコントラストの７０％超という２つの条件を用いて決定した。板材ＢのＺｒ含有粒子の値は、走査型電子顕微鏡（倍率１７，０００倍のＨＡＡＤＦ画像、Ｔａｌｏｓ Ｆ２００Ｘ Ｇ２ Ｓ－ＴＥＭ）を用いて決定した。
表２からわかるように、Ｔ６５１状態では、板材Ｂは板材Ａと比べて大幅に高い強度値Ｒｐ０．２およびＲｍを有する。しかしながら、これは、主に析出密度の増加、およびそれと共に強度の向上をもたらすＳｉ、Ｍｇ、およびＣｕの添加量増加のみに起因するものではない。例えば板材の強度Ａは、基本的に、高温時に微細構造を安定化させるＦｅおよび／またはＭｎ含有粒子と組み合わせた析出物、特に人工時効中に生じるβ‘‘－析出物（Ｓｉ、Ｍｇ）に基づいている。
これに対し、板材Ｂの０．２％耐力（Ｒｐ０．２）が６０８２板材Ａと比べて７３ＭＰａと大幅に増加しているのは、基本的にＺｒ、またはその粒子Ａｌ３Ｚｒの硬度上昇効果によるものである。微細構造中のＺｒ含有粒子（Ａｌ３Ｚｒ）の量が増加することで、微細構造領域は、熱間圧延によって微細構造中に形成される非再結晶の変形構造により安定化する。それに続く熱処理、例えば５７０℃という比較的高い温度での溶体化焼鈍では基本的に再結晶化が起こらず、この微細構造領域が回復する。これにより、圧延方向の平均亜粒径が５μｍと小さいことを考慮すると、Ｓｉ、Ｍｇ、およびＣｕの添加のみによって得られるよりも、大幅に高い強度が生じる。板材Ａに対する板材Ｂの強度向上は、図２でも確認できる。
粒子を調べると、同様に、微細構造の著しい違いが認められる。
例えば、板材Ｂのアルミニウム合金の金属間相は、平均粒径が７４ｎｍのＺｒ含有粒子を有する。Ｚｒ含有粒子の数は、７．５２×１０６個／ｍｍ２である。
これに対し、板材Ａのアルミニウム合金の金属間相には、Ａｌ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓｉ含有粒子のみが存在する。これらの平均粒径は１０１ｎｍである。このＡｌ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓｉ含有粒子の数は、１．２×１０６個／ｍｍ２である。板材Ａのこの粒子値は、走査型電子顕微鏡（倍率１０，０００倍のＢＳＥ画像、日本電子７２００Ｆ ＦＥＧ－ＳＥＭ）で撮影して決定した。
したがって、板材Ａの粒子は、明らかに大きいだけでなく、その数も、板材ＢのＺｒ含有粒子と比べて数分の一程度であり、加えて板材Ｂは、これらＡｌ（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）Ｓｉ含有粒子も有する。板材Ｂの比較的非常に小さなＺｒ含有粒子はこのように量が多いため、亜粒界のピンニングが向上し、それにより、終状態の回復微細構造の割合が高まり、亜粒径がさらに縮小されることになる。
これらの効果により、特に機械的に安定した板材が得られ、例えば工具製造に使用できる
また、合金中のＺｒ含有量により、冷間成形（ひずみ度２％での延伸）時にもたらされたエネルギーは、その後の人工時効によっても消失せず、ここでもＺｒ含有粒子の安定化作用が有効であることが確認できた。
一般に、「ｉｎｓｂｅｓｏｎｄｅｒｅ（特に）」は「ｍｏｒｅ ｐａｒｔｉｃｕｌａｒｌｙ」と英訳し得ることに留意されたい。「ｉｎｓｂｅｓｏｎｄｅｒｅ」または「ｇｅｇｅｂｅｎｆａｌｌｓ（場合によっては）」の後にくる特徴は、省略し得る任意の特徴とみなされ、したがって、例えば、特許請求の範囲を限定するものではない。また、「ｐｒｅｆｅｒａｂｌｙ」と英訳される「ｖｏｒｚｕｇｓｗｅｉｓｅ（好ましくは）」についても同様である。
Claims (16)
- 以下の合金成分：
０．７～１．５重量％のケイ素（Ｓｉ）、
０．５～１．３重量％のマグネシウム（Ｍｇ）
０．０５～０．６重量％のマンガン（Ｍｎ）、
０．１～０．３重量％のジルコニウム（Ｚｒ）、
それぞれ任意に
０．５重量％以下の銅（Ｃｕ）、
０．７重量％以下の鉄（Ｆｅ）、
０．１重量％以下のクロム（Ｃｒ）、
０．２重量％以下のチタン（Ｔｉ）、
０．５重量％以下の亜鉛（Ｚｎ）、
０．２重量％以下のスズ（Ｓｎ）、
０．１重量％以下のストロンチウム（Ｓｒ）、
０．２重量％以下のバナジウム（Ｖ）、
０．２重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）、
および残りの部分としてアルミニウム、ならびに製造工程上避けられない不純物をそれぞれ最大０．０５重量％、合計で最大０．１５重量％有する圧延アルミニウム合金製板材であって、
前記板材は再結晶化率が２５％未満の部分再結晶微細構造を有し、前記微細構造の非再結晶微細構造領域が回復状態にあり、かつ圧延方向の平均亜粒径が１０μｍ未満である板材。 - 前記再結晶化率が１５％未満、特に５％未満であることを特徴とする、請求項１に記載の板材。
- 圧延方向の前記平均亜粒径が５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１または２に記載の板材。
- 前記板材が、Ｔ６、特にＴ６５１状態を有することを特徴とする、請求項１～３のうちいずれか一項に記載の板材。
- 前記板材が、３５０ＭＰａ超の降伏強度（Ｒｐ０．２）を有することを特徴とする、請求項４に記載の板材。
- 前記圧延アルミニウム合金が、
０．９～１．３重量％、特に１．０～１．２重量％のケイ素（Ｓｉ）、および／または
０．７５～０．９５重量％のマグネシウム（Ｍｇ）、および／または
０．３～０．５重量％のマンガン（Ｍｎ）、および／または
０．１５～０．２５重量％、特に０．１８～０．２２重量％のジルコニウム（Ｚｒ）、および／または
０．１～０．５重量％の銅（Ｃｕ）、および／または
０．５重量％以下の鉄（Ｆｅ）
を有することを特徴とする、請求項１～５のうちいずれか一項に記載の板材。 - 前記アルミニウム合金の金属間相が、平均粒径が最大１００ｎｍのＺｒ含有粒子を有し、前記Ｚｒ含有粒子の数が１×１０６個／ｍｍ２以上、特に５×１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする、請求項１～６のうちいずれか一項に記載の板材。
- 前記Ｚｒ含有粒子の平均粒径が３０～１００ｎｍの範囲にあり、ならびに／または、前記Ｚｒ含有粒子の数が１００×１０６個／ｍｍ２以下である、および／もしくは、前記Ｚｒ含有粒子の数が５×１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする、請求項７に記載の板材。
- 請求項１～８のうちいずれか一項に記載の板材の、機械製造のための使用。
- 請求項１～８のうちいずれか一項に記載の板材の製造方法であって、前記方法が、以下のステップを記載の順序で含む方法：
前記アルミニウム合金を用いた圧延インゴットの鋳造、
その後に室温への加速冷却を伴う、前記圧延インゴットの多段階の均質化であって、少なくとも
３００～４００℃の範囲にある第１の温度での第１の均質化、および
それに続く、前記アルミニウム合金の固相線温度よりも５００～１０℃低い範囲にある第２の温度での第２の均質化
を含む多段階の均質化、
前記均質化した圧延インゴットの前記板材への熱間圧延、およびそれに続く熱処理であって、
その後に室温への加速冷却を伴う、前記板材の溶体化焼鈍、
場合によっては、ひずみ度が０．５～１０％の範囲である冷間加工を伴う、前記溶体化焼鈍した板材の自然時効、ならびに
それに続く前記板材の人工時効。 - 前記第１の均質化を、０．５時間以上および／もしくは最大４日間の第１の保持時間、ならびに／もしくは５Ｋ／ｍｉｎの最大加熱速度で実施し、ならびに／または
前記第２の均質化を、０．５時間以上および／もしくは最大２４時間の第２の保持時間で実施する
ことを特徴とする、請求項１０に記載の方法。 - 前記均質化した圧延インゴットの前記熱間圧延は、前記アルミニウム合金の固相線温度よりも５～１００℃低い温度で実施することを特徴とする、請求項１０または１１に記載の方法。
- 前記板材の前記溶体化焼鈍を４６０～５８０℃の範囲の温度で実施し、および／または、前記板材の前記溶体化焼鈍を１分間～１０時間の保持時間で実施することを特徴とする、請求項１０～１２のうちいずれか一項に記載の方法。
- 前記自然時効を室温で、および／または好ましくは最大８週間の保持時間で実施することを特徴とする、請求項１０～１３のうちいずれか一項に記載の方法。
- 前記人工時効を１３０～２１０℃の範囲の温度で、および／または１～２４時間の保持時間で実施することを特徴とする、請求項１０～１４のうちいずれか一項に記載の方法。
- 前記熱処理によって前記板材がＴ６、特にＴ６５１状態に変化することを特徴とする、請求項１０～１５のうちいずれか一項に記載の方法。
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