JP4355342B2 - インラインで熱処理及び焼鈍を行なうアルミニウム合金板材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、インラインの連続的プロセスでアルミニウム合金板材を製造する方法に関する。より具体的には、連続プロセスは、所望の特性を有するＴ質別(T temper)又はＯ質別(O temper)のアルミニウム合金板材を製造するために使用され、工程数は最少で、加工時間は最短で行なえる。

例えば、自動車用パネル(auto panels)、補強材、飲料容器及び航空宇宙用等の商業的用途に用いられるアルミニウム合金板材の製造は、これまで、バッチ工程で行われており、独立した数多くの工程を順次実行する必要がある。一般的に、大きなインゴットは、約３０インチ以下の厚さに鋳造され、室温で冷却された後、保管され、次の使用に供される。インゴットにさらなる加工が必要な場合、表面欠陥を取り除くために「スカルピング(scapled)」が行われる。表面欠陥が取り除かれた後、インゴットは、約１０４０°Ｆの温度で２０〜３０時間予備加熱される。これにより、合金成分が金属組織の全体に適正に分配される。次に、インゴットは、熱間圧延を行なう温度まで冷却される。インゴットは、数パスの圧延の後、冷間圧延に要求される肉厚まで減じられる。中間焼鈍又は自己焼鈍は、一般的には、コイル状態で行なわれる。焼鈍された「ホットバンド(hot band)」は、次に所望の厚さ(gauge)まで冷間圧延され、コイリングされる。熱処理が施されていない圧延品は、コイル状の板材が、一般的には連続熱処理ラインで、別の熱処理が施される。この工程は、コイルのアンコイリング、高温での溶体化熱処理、クエンチング及びリコイリングを含んでいる。このプロセスは、コイル製品として出荷可能な状態にするまで数週間を要し、各工程段階でスクラップが発生するのに加え、工程中の作業及び最終製品に大量の仕掛品が生じる。

このプロセスの流れでは、処理時間が長いため、最終製品に要求される所定の特性を維持しながら処理時間を短縮できるように、幾つかの工程を排除する数多くの試みが行われている。

例えば、米国特許第５,６５５,５９３号に記載されたアルミニウム合金板材の製造方法では、(厚肉インゴットに代えて)薄肉のストリップが鋳造され、該ストリップは迅速に圧延され、３０秒よりも短い時間内で、３５０°Ｆより低い温度まで連続して冷却される。米国特許第５,７７２,８０２号に記載された方法は、アルミニウム合金鋳造ストリップがクエンチングされ、圧延され、１２０秒未満の時間内で６００°Ｆ〜１２００°Ｆの温度で焼鈍され、その後、クエンチング、圧延及び時効処理が行われる。

米国特許第５,３５６,４９５号に記載されたプロセスは、鋳造ストリップが熱間圧延され、熱延コイルが作られ(hot-coiled)、熱間圧延温度に２〜１２０分間保持された後、アンコイリング、クエンチング及び３００°Ｆ未満での冷間圧延が行われ、その後、得られた板材はリコイリングされる。

しかし、上記のどの方法も、本発明の一連の工程を開示又は示唆していない。所望の特性を有しつつ、熱処理された(Ｔ質別)板材及び焼鈍された(Ｏ質別)板材を、インラインの連続的方法によって短時間で製造し、仕掛品を少なくするか又は全く無くすことができ、スクラップ損失を少なくすることができる製法が依然として要請されている。

＜発明の要旨＞
本発明は、上記要請に応えるために、アルミニウム合金板材(aluminum alloy sheet)をインラインの連続的製造する方法を提供するものであり、(i)連続鋳造された薄肉アルミニウム合金ストリップを母材として供給すること、(ii)所望により、母材を望ましい熱間又は温間の圧延温度までクエンチングすること、(iii)クエンチングされた母材を所望の最終厚さまで熱間圧延又は温間圧延すること、(iv)所望される合金及び質別の種類に応じて、インラインで母材に焼鈍又は溶体化熱処理を施すこと、及び(v)所望により、母材をクエンチングした後、望ましくは、テンションレベリング及びコイリングを行なうこと、を含んでいる。なお、追加の工程として、テンションレベリング及びコイリングを含むことが好ましい。

この方法は、多くの工程と多くの処理時間を排除でき、さらに、所望される全ての特性を有するアルミニウム合金板材を提供する。熱処理された製品及びＯ質別の製品は、どちらも同じ生産ラインで作られ、溶融金属から仕上げコイルまで約３０秒である。それゆえに、本発明の目的は、従来の方法で提供されるものと同様又はそれを越える特性を有するアルミニウム合金板材を、インラインで連続的に製造する方法を提供することである。

本発明のさらなる目的は、無駄や処理時間を最小にするように、より迅速にアルミニウム合金板材をインラインで連続的に製造する方法を提供することである。
本発明のさらなる目的は、より効率的且つ経済的な方法で、アルミニウム合金板材をインラインで連続的に製造する方法を提供することである。

本発明のこれら及びその他の目的は、以下の図面、詳細な説明及び添付の請求の範囲から、より容易に明らかとなるであろう。本発明は、以下の図面によってさらに説明される。

＜望ましい実施例の詳細な説明＞
本発明は、アルミニウム合金板材をインラインの連続的工程で製造する方法を提供するものであって、該方法は、(i)連続鋳造された薄肉アルミニウム合金ストリップを母材として供給すること、(ii)所望により、母材を望ましい熱間又は温間の圧延温度までクエンチングすること、(iii)クエンチングされた母材を所望の最終厚さまで熱間圧延又は温間圧延すること、(iv)所望される合金及び質別の種類に応じて、インラインで母材に焼鈍又は溶体化熱処理を施すこと、及び(v)所望により、母材をクエンチングした後、望ましくは、テンションレベリング及びコイリングを行なうこと、を含んでいる。
この方法により、所望の寸法及び特性を有するアルミニウム合金板材が作製される。望ましい実施例において、アルミニウム合金板材は、コイリングされ、後の使用に供される。この一連の工程は、図１のフローチャートに示されている。図１は、連続鋳造されたアルミニウム合金ストリップ母材(1)を示しており、該母材は、選択的に、剪断及びトリミングステーション(2)の中を通り、選択的に、温度調節のためにクエンチング(4)され、熱間圧延(6)され、選択的に、トリミング(8)される。次に、母材は、焼鈍(16)された後、適当にクエンチング(18)され、選択的にコイリング(20)が施され、Ｏ質別製品(22)が作られるか、又は、溶体化熱処理(10)された後、適当にクエンチング(18)され、選択的にコイリング(20)が施され、Ｔ質別製品(24)が作られる。図１に示されるように、加熱工程及びその後のクエンチング工程の温度は、所望される質別の種類によって異なる。

この明細書で用いられる「焼鈍(anneal)」という語は、金属の再結晶を生じさせて、均一な成形性を実現し、イアリング制御を補助する加熱プロセスを意味する。アルミニウム合金の焼鈍に用いられる一般的な温度は、約６００°〜９００°Ｆの範囲である。

この明細書で用いられる「溶体化熱処理(solution heat treatment)」という語は、金属が、固溶体の中に溶解する合金元素の第二相粒子を生じさせることができる高温に保持される金属学的プロセスを意味する。溶体化熱処理が行われる温度は、一般的に、焼鈍が行われる温度よりも高く、最高温度は約１０６０°Ｆである。この状態は、金属をクエンチングすることによって維持され、制御された析出(時効)により最終製品の強度が高められる。

この明細書で用いられる「母材(フィードストック)」という語は、形態がストリップのアルミニウム合金を意味する。本発明の実施に用いられる母材(feedstock)は、当該分野の専門家に広く知られた任意の連続鋳造技術によって作られることができる。ストリップを製造する望ましい方法は、Wyatte-Mair及びHarringtonに発行された米国特許第５,４９６,４２３号に記載されている。その他にも、本発明の譲受人に譲渡された同時係属出願第１０／０７８,６３８号(米国特許第６,６７２,３６８号)及び第１０／３７７,３７６号に記載されている。連続鋳造されたアルミニウム合金ストリップの厚さは、約０.０６〜０.２５インチの範囲が望ましく、約０.０８〜０.１４インチの範囲がより望ましい。一般的に、鋳造ストリップはの幅は最大約９０インチであり、要求される連続処理加工及び板材の最終用途によって異なる。

図２は、本発明の方法の望ましい実施例を実施するのに使用される望ましい装置の概要を示している。鋳造されるべき溶融金属は、溶湯容器(31)(33)(35)に収容され、トラフ(36)を通って、脱ガス装置(37)及び濾過装置(39)によってさらに処理される。溶融金属は、タンディッシュ(41)から連続鋳造機(45)へ供給される。鋳造機(45)から出た金属母材(46)は、所望により、剪断ステーション(47)及びトリミングステーション(49)へ送られ、端部がトリミングされ、幅方向に切断された後、クエンチングステーション(51)へ送られ、圧延温度の調節が行われる。剪断ステーションの運転により、処理工程は中断されて、剪断が開始する。

所望によって行われるクエンチング(51)の後、母材(46)は、圧延ミル(53)へ送られ、必要な最終厚さとなって出てくる。母材(46)は、厚み計(54)、形状測定器(shapemeter)へ送られ、所望によりトリミングが行われ、次に、加熱装置(59)の中で焼鈍又は溶体化熱処理が施される。

加熱装置(59)の中で焼鈍又は溶体化熱処理が施された後、母材(46)は、形状ゲージ(61)の中を通り、クエンチングステーション(63)で選択的にクエンチングされる。さらなる工程として、母材(46)をテンションレベラーに送り、ステーション(65)で板材を平らにし、ステーション(67)で表面検査することを含んでいる。得られたアルミニウム合金板材は、次に、コイリングステーションでコイリングされる。鋳造機からコイラーまでの加工ラインの全長は、約２５０フィートと推定される。溶融金属からコイルになるまでの加工の合計時間は、約３０秒である。

種々のクエンチング装置の中のどの装置も、本発明に使用することができる。一般的に、クエンチングステーションでは、冷却用流体が、液体又はガス状のどちらかの形態で、高温の母材へスプレーされ、これにより、母材の温度は急速に低下する。適当な冷却用流体として、水、空気、二酸化炭素などの液化ガスが挙げられる。クエンチングは、高温の母材の温度を急速に低下させて、合金元素が固溶体から析出するのを実質的に防止するために、迅速に実行されることが好ましい。

一般的に、ステーション(51)でのクエンチングにより、連続鋳造機から出てくる母材の温度は、約１０００°Ｆの温度から所望の熱間又は温間圧延温度まで下降する。一般的に、母材がクエンチングステーション(51)を出るときの温度は、約４００°〜９００°Ｆの範囲であり、これは合金及び所望される質別の種類によって異なる。このクエンチングを行なうために、水スプレー又は空気クエンチングが用いられる。

熱間又は温間での圧延(53)は、一般的には、約４００°〜１０２０°Ｆ、望ましくは７００°〜１０００°Ｆの範囲の温度で行われる。本発明の熱間圧延工程によって減少する厚さの程度は、要求される最終ゲージに達するように設定される。これは、一般的には、減少厚さは約５５％であり、この厚さ減少を達成できるように、ストリップのアズキャストゲージが調節される。板材は、圧延中、ロールによって冷却されるため、圧延ステーション出口での板材の温度は、約３００°〜８５０°Ｆ、より望ましくは５５０°〜８００°Ｆである。

母材が圧延ステーション(53)から出てくるときの厚さは、望ましくは、約０.０２〜０.１５インチであり、より望ましくは約０.０３〜０.０８インチである。

加熱装置(59)で採用される加熱条件は、最終製品に要求される合金及び質別の種類によって決定される。望ましい一実施例は、Ｔ質別の場合であり、母材は、約９５０°Ｆ以上の温度、望ましくは、９８０°〜１０００°Ｆの温度で、インラインで溶体化熱処理が施される。加熱時間は、約０.１〜３秒、より望ましくは約０.４〜０.６秒である。

他の望ましい実施例は、Ｏ質別の場合であり、母材には焼鈍だけが行われ、その温度は、Ｔ質別よりも低い温度、一般的には約７００°〜９５０°Ｆ、より望ましくは約８００°〜９００°Ｆであるが、合金によって異なる。加熱時間は、約０.１〜３秒、より望ましくは約０.４〜０.６秒である。

同様に、ステーション(63)でのクエンチングは、最終製品に要求される質別に依存する。例えば、溶体化熱処理された母材は、約１１０°〜２５０°Ｆ、望ましくは約１６０°〜１８０°Ｆの温度に空気クエンチ又は水クエンチされた後、コイリングされる。ステーション(63)でのクエンチングは、水クエンチ又は空気クエンチ又はそれらの組合せである。組合せの場合、最初に水が加えられ、板材の温度をライデンフロスト温度(多くのアルミニウム合金の場合約５５０°Ｆ)よりも僅かに高い温度にした後、継続して空気クエンチングが行われる。この方法は、水クエンチングの急冷という利点と、空気ジェットの低応力クエンチを組み合わせたもので、製品に高品質の表面がもたらされ、歪みは最小になる。熱処理された製品については、出口温度は２００°Ｆ以下が望ましい。

熱処理ではなく焼鈍された製品については、望ましくは、空気クエンチング又は水クエンチングにより、約１１０°〜７２０°Ｆ、望ましくは約６８０°〜７００°Ｆまでクエンチングするものと、より低温の約２００°Ｆまでクエンチングして、冷却中に金属間化合物を析出させるものがある。クエンチング後、コイリングされる。

本発明の方法について、所望の最終ゲージまで熱間又は温間の単一の圧延工程で行なう実施例を参照して説明したが、他の実施例として、熱間圧延と冷間圧延を組み合わせることにより、より薄い厚さ、例えば約０.００７〜０.０７５インチゲージに圧延することができる。薄肉ゲージを得る圧延ミルは、熱間圧延工程の後に、必要に応じて、熱間圧延工程及び／又は冷間圧延工程を行なうように構成される。この構成では、焼鈍及び溶体化熱処理ステーションは、最終ゲージに達した後の位置に配置され、その後の位置にクエンチングステーションが配置される。また、必要に応じて、中間焼鈍のための圧延工程と、溶質を溶解状態に維持するための圧延工程の間に、追加のインライン焼鈍工程及びクエンチング工程を行なうことができる。どの実施例の場合も、粒径を調節するために、ストリップの温度調節のために、圧延の前にプレクエンチングを行なう必要がある。プレクエンチング工程は、熱脆性を受ける合金にとって必要条件である。

図３は、追加の加熱工程及び圧延工程が行われる多くの他の実施例のうちの１つに用いられる装置を模式的に示している。金属は炉(80)の中で加熱され、溶湯容器(81)(82)に収容される。溶融金属は、トラフ(84)を通り、脱ガス装置(86)及び濾過装置(88)によってさらに処理される。溶融金属は、タンディッシュ(90)から連続鋳造機(92)へ供給される。連続鋳造機は、ベルト式鋳造機が図示されているが、これに限定されるものではない。鋳造機(92)から出た金属母材(46)は、所望により、剪断ステーション(96)及びトリミングステーション(98)へ送られ、端部がトリミングされ、幅方向に切断された後、クエンチングステーション(100)へ送られ、圧延温度の調節が行われる。

クエンチング(100)の後、母材(94)は圧延ミル(102)へ送られ、該圧延ミルからは中間厚さで出てくる。母材(94)は、追加の熱間圧延(104)及び冷間圧延(106)(108)が施されて、所望の最終ゲージになる。

母材(94)は、次に、選択的にトリミングされ、加熱装置(112)にて焼鈍又は溶体化熱処理が施される。加熱装置(112)で焼鈍又は溶体化熱処理が行われた後、母材(94)は、所望により、形状ゲージ(113)を通り、クエンチングステーション(114)にて選択的にクエンチングされる。得られた板材は、Ｘ線(116)(118)及び表面検査(120)による検査を受けた後、所望によりコイリングされる。

熱処理型(heat-treatable)合金の適当なアルミニウム合金として、２ＸＸＸ系、６ＸＸＸ系及び７ＸＸＸ系を挙げることができるが、それらに限定されるものではない。非熱処理型(non-heat-treatable)合金として、１ＸＸＸ系、３ＸＸＸ系及び５ＸＸＸ系を挙げることができるが、それらに限定されるものではない。本発明は、鋳造、圧延及びインラインでの処理工程に関して広い適用性を有するから、これまでにない新規な合金に対しても適用可能である。

以下の実施例は発明の例示であり、いかなる意味でも発明を限定するものと解すべきではない。
＜実験１＞ インラインでの熱処理型合金の製造
熱処理型アルミニウム合金を、本発明の方法によりインラインで処理を施した。鋳造品の組成は、自動車パネル用の６０２２合金の中から選択した。溶融物の分析結果は次の通りである。
元素 重量％
Ｓｉ ０.８
Ｆｅ ０.１
Ｃｕ ０.１
Ｍｎ ０.１
Ｍｇ ０.７

合金は、毎分２５０フィートの速度で厚さ０.０８５インチに鋳造され、０.０３５インチの最終ゲージまで、１工程の熱間圧延によってインラインの処理が施され、次に、９８０°Ｆの温度で１秒間の溶体化熱処理の後、水スプレー手段によって１６０°Ｆまでクエンチングされ、コイリングした。次に、コイルの最も外側に巻かれた部分から試料を採取し、その評価を行なった。第１組の試料は、Ｔ４質別に達するまで、室温で４〜１０日間放置し安定化させた。第２組の試料は、安定化前に、１８０°Ｆで８時間、特別な予備時効処理を施した。この特別な質別はＴ４３と称される。試料の性能を、幾つかの試験によって評価した。それらの試験は、へミング試験、単軸引張、等２軸引張(液圧バルジ)及び自動車用塗料焼付サイクル(auto paint-bake cycle)における時効である。得られた結果について、従来のインゴット法によって作られた同じ合金成分の板材に対する試験結果と比較した。さらに、液圧バルジ試験によって変形した試料について、シミュレートされた自動車用塗装サイクルの処理を施し、表面品質と塗装に対する反応を調べた。本発明の方法によりインラインで製造された板材は、全ての点で、インゴット法によるものと同等の性能又はインゴット法よりも優れた性能を有していた。

Ｔ４３質別の板材に対する引張試験結果を、インゴットから作られた板材の代表的なものと比較して示している。本発明の方法によって作られた板材の特性は、全ての点において、顧客要求値を上回っており、従来の同じ質別の板材との比較においてもはるかに優れていた。ｒ値によって測定された特性の等方性に関しては、例えば、本発明方法による板材は０.８９７であり、インゴットの０.６６８よりも大きい。これらの試験において、歪硬化係数は０.２７であり、インゴットの０.２３よりも大きいことも判った。本発明の方法の板材は、等方性がより高く、薄肉成形性の向上を示唆するものであるから、これら２つの知見は両方とも重要である。

フラットヘミング試験(Flat hemming tests)を、室温で２８日間時効させた後に行なった。なお、プレストレッチ(pre-stretch)は、顧客の仕様要求が７％であるのに対し、これらの試験では、１１％で行なった。表２に示されるように、これらのより苛酷な条件下でも、全ての試料は、合格範囲の評価(rating)２又は１が得られた。同様な試験において、インゴットから作られた板材のヘム加工性の評価は、軸方向ヘムが平均２〜３、横方向ヘムが２であった。これは、インラインで製造された板材は、へミング加工性に優れることを示している。幾つかの試料は、製造後、オフラインの塩浴で溶体化熱処理を施した。これらの試料についても、表２に示されるように、優れたヘミング性能を示した。

液圧バルジによる等２軸伸び試験では、インラインで作られた板材の性能は、図４Ａ及び４Ｂの応力歪曲線に示されるように、インゴットから作られた板材の性能と同程度である。この観察結果は、Ｔ４質別及びＴ４３質別にも当てはまる。この試験での性能結果は特に重要である。なぜなら、連続鋳造材は、粗大な金属間粒子の中心線偏析(center-line segregation)の存在により、この試験では、一般的に良好な性能を有しないことが知られているからである。

塗料焼付サイクルに対する反応は、試料をオーブンの中に入れ、３３８°Ｆの温度で２０分間保持する(Nissan cycle)ことによって評価した。試料の引張降伏強度は、図３に示されるように、この処理により最大１３ｋｓｉ増加した。Ｔ４３質別に要求される最低強度は２７.５ｋｓｉであり、どの試料もこの要件を容易にクリアしている。この質別における全体的な反応は、ＤＣインゴットから作られた板材の平均的な性能と同等である。予想されたとおり、Ｔ４質別の試料は、この点では幾分不十分であった。

液圧バルジにより変形した試料について、表面品質を検査したが、肌不良(orange peel)、膨れ(blisters)などの好ましくない特徴は観察されなかった。選択されたバルジ試料について、シミュレートした塗装サイクルを行なった。図５に示されるように、塗装された表面品質は良好であり、塗装ブラシ線、膨れ又は線的な形(linear features)は認められなかった。

仕上げゲージの板材について、粒径を測定した。図６に示されるように、平均粒径は、軸方向が２７μｍ、厚さ方向が３６μｍであった。これは、インゴットから作られた板材が５０μｍ〜５５μｍ程度の粒径であるのと比較すると、かなり微細である。微細な粒径は、一般的に有利であると考えられるから、この方法によって作られた板材の良好な特性の一部は、微細結晶粒によるものと考えられる。本発明の方法では、圧延前に、ストリップを約７００°Ｆまで急冷することにより、さらに微細な結晶粒を得られることが分かった。この結果は、図６Ａ及び図６Ｂに示されており、２つの試料が並んで示されている。冷却された試料(図６Ｂ)の粒径は、軸方向が２０μｍ、横方向でが２７μｍであり、プレクエンチによる冷却を施さなかった板材(図６Ａ)と比べると、軸方向で７μｍ、横方向で９μｍ微細である。

薄肉ストリップ鋳造の利点をさらに理解するために、アズキャストのストリップの試料をクエンチングし、金属組織を調べた。図７Ａに示されるように、試料は、アルコア社(Alcoa)のストリップ鋳造プロセスの３層構造特性を示した。ストリップの表面は清浄(離溶、膨れその他の表面欠陥が無い)であり、図７Ｂに示されるように微細なミクロ組織を有している。Hazeletteのベルト式鋳造機又はロール鋳造機によって連続鋳造された材料とは異なり、本発明の方法によるストリップは、粗大金属間化合物の中心線偏析は観察されなかった。一方、凝固する最後の液体は、図７Ｃに示されるように、約２５％の部分を占める中心ゾーン内の粒子間に、微細な第２相粒子を形成した。本発明の方法によるものは、著しい中心線偏析が存在しないため、特に等２軸伸び試験において、良好な機械的性質を有していた。観察された第２相粒子の大部分は、図７Ｄに示されるように、平均サイズが１μｍより小さいＡｌＦｅＳｉ相であった。試料の中心ゾーンに、幾つかのＭｇ₂Ｓｉ粒子が観察されたが、図７Ｂに示されるように、外側のシェル部では全く観察されなかった。これは、鋳造機での急速凝固により、外側ゾーンの組織では、溶質を溶解状態に維持することができたことを示している。ＤＣインゴットから作られた板材の場合、溶体化熱処理温度は１０６０°Ｆであるが、本発明の方法による板材は、それよりも低い９５０°〜９８０°Ｆの溶体化熱処理温度で、全ての溶質が完全に溶解することができた。その理由は、外側ゾーンの組織が溶質を溶解状態に維持できたこと、及び、ストリップ全体が微細なミクロ組織(表４参照)であったことによる。

＜実験２＞ インラインでの非熱処理型合金の製造
非熱処理型アルミニウム合金を、本発明の方法によりインラインで処理を施した。鋳造品の組成は、自動車用インナーパネル及び補強材用に用いられる５７５４合金の中から選択した。溶融物の分析は以下の通りである。
元素 重量％
Ｓｉ ０.２
Ｆｅ ０.２
Ｃｕ ０.１
Ｍｎ ０.２
Ｍｇ ３.５

合金は、毎分２５０フィートの速度で厚さ０.０８５インチのストリップに鋳造された。ストリップは、まず最初に、圧延ミルの前に配置された水スプレーにより、約７００°Ｆまで冷却した。その後、インラインで熱間圧延による処理を直ちに行ない、１工程で０.０４０インチの最終ゲージまで加工し、次に９００°Ｆの温度で１秒間の再結晶焼鈍の後、水スプレー手段によって１９０°Ｆまでクエンチングし、コイリングした。試料は、単軸引張試験及び限界張出し高さ(limiting dome height)(ＬＤＨ)によって性能を評価した。

表５は引張試験の結果を示している。試料の軸方向のＴＹＳ及び伸びは、１５.２ｋｓｉ及び２７％であり、５７５４合金に要求されるＴＹＳ１２ｋｓｉ及び軸方向伸び１７％を上回っている。ＵＴＳ値は３５ｋｓｉであり、規定された範囲２９〜３９ｋｓｉの中間であった。限界張出し高さ試験の測定値は、０.９５２インチであり、０.９２インチ以上という条件に適合した。これらの値はまた、ＤＣインゴットから作られた板材に関する代表的な特性と同等である。伸び、ＵＴＳ及び歪硬化係数ｎについては、本発明の板材はより高い値を有している。異方性の値ｒは高いことが予想されたが、この試料の試験では確認されなかった。ｒ値は、ＤＣ板材が０.９２であるのに対し、０.８６４であった。

最終ゲージの板材について、粒径を測定した。平均粒径は１１〜１４μｍ(ＡＳＴＭ９.５)であった。これは、インゴットから作られた板材の一般的な値１６μｍよりも微細である。微細な粒径は、一般的に有利であると考えられるから、この方法によって作られた板材の良好な特性の一部は、微細結晶粒によるものと考えられる。

アズキャストのストリップの試料をクエンチングし、金属組織を調べた。化学組成は異なるけれども、図８に示されるように、アズキャスト試料は、前記６０２２合金と同じ３層構造を示した。このように、３層の微細なミクロ組織は、この発明におけるストリップのインラインプロセスによって達成されるものであり、アルコア社(Alcoa)のストリップ鋳造法の特徴である。

次に、製造工程を変えて試験を行ない、その結果を表５に示す。第１の試験では、０.０４９インチゲージの板材をインラインで製造したが、インラインで焼鈍を行なわなかった。試料は、オフラインで、９７５°Ｆの塩浴中で１５秒間の短時間の焼鈍を行なった後、水クエンチングした。この試料は、インラインで焼鈍を行なった板材について上記のとおり記載した同様な特性と高いｒ値を示した。この結果から、Ｏ質別の合金の全ての特性は、インラインでの製造によって得られることが確認された。第２の試験では、ストリップを、０.０４９インチゲージまでインラインで熱間圧延を行ない、インラインで焼鈍を行うことなく１６０°Ｆまでクエンチングした。次に、ストリップを０.０３５インチゲージまで冷間圧延し、オフラインで、９５０°Ｆの塩浴中で１５秒間の短時間の焼鈍を行なった。この板材もまた、良好な機械的性質を有していた。これらの結果により、熱間圧延と冷間圧延をインラインの最終焼鈍と組み合わせることにより、厚さが広範囲にわたるＯ質別製品の板材を、本発明によって製造できることがわかる。

＜実験３＞ インラインでの非熱処理型高Ｍｇ超合金の製造
Ａｌ−１０％Ｍｇ合金を、本発明の方法によって製造した。溶融物の組成は次のとおりである。
元素 重量％
Ｓｉ ０.２
Ｆｅ ０.２
Ｃｕ ０.２
Ｍｎ ０.３
Ｍｇ ９.５

合金を、毎分２３０フィートの速度で厚さ０.０８３インチのストリップに鋳造した。ストリップは、圧延ミルの前に配置された水スプレー器により、約６５０°Ｆまで冷却した。その後直ちに、インラインで熱間圧延による処理を行ない、１工程で０.０３５インチの最終ゲージまで加工し、次に８６０°Ｆの温度で１秒間の再結晶焼鈍の後、水スプレーによって１９０°Ｆまでクエンチングした。次に、板材をコイリングした。次に、コイルの最も外側に巻かれた部分からＡＳＴＭ−４ｄ試料を採取し、単軸引張試験により、Ｏ質別の板材の性能を評価した。試料の軸方向の測定結果は、ＴＹＳ及び伸張が、夫々、３２.４ｋｓｉ及び５８.７ｋｓｉであった。これらの強度は、従来の同様な合金の値と比べて約３０％も高く、また、伸びについても、全伸びが３２.５％、一様伸びが２６.６％であり、高い伸びを示した。試料の結晶粒の大きさは、約１０μｍであり、微細であった。

＜実験４＞ インラインでリサイクル可能な自動車用板材合金の製造
Ａｌ−１.４％Ｍｇ合金を、本発明の方法によって製造した。溶融物の組成は次の通りである。
元素 重量％
Ｓｉ ０.２
Ｆｅ ０.２
Ｃｕ ０.２
Ｍｎ ０.２
Ｍｇ １.４

合金を、毎分２４０フィートの速度で厚さ０.０８６インチのストリップに鋳造した。０.０４インチゲージまで１工程で圧延し、９５０°Ｆで短時間の焼鈍を行ない、水クエンチングした後、コイリングした。圧延された板材のクエンチングは、ポストクエンチングステーション(63)での設定条件を変えて異なる２種類の条件で行ない、Ｏ質別品とＴ質別品を得た。Ｔ質別品については、ストリップを、温間圧延前にクエンチングステーション(53)で約７００°Ｆまでプレクエンチングし、１７０°Ｆまでポストクエンチングした。Ｏ質別品の場合、板材を、約７００°Ｆまでポストクエンチングし、温間でコイリングして、Ｏ質別品を得た。Ｏ質別品のコイリングは、温間圧延と熱間圧延の両方によって行なった。

板材の性能を、ＡＳＴＭ−４ｄ試料の単軸引張試験及び液圧バルジ試験によって評価した。Ｔ質別の試料は、引張降伏強度、最大抗張力及び伸びの値は、５７５４合金のＯ質別での要求値をはるかに上回っており、従来のインゴット法によって作られた板材と同等であった。液圧バルジ試験でも、Ｔ質別のＡＸ−０７の性能は、５７５４合金と非常に近かった。これは、本発明の方法によって作られたＡＸ−０７の質別品は、自動車用インナーボディ部品及び補強材として用いられる５７５４合金板材の代替となり得ることを示唆するものである。ＡＸ−０７を用いると、Ｍｇ含有量が少ないため、分離しなくても、自動車の外被部品として用いられる６ＸＸＸ系合金にリサイクル可能な部品を製造できる利点がある。

次に、本発明によって作られたＯ質別の試料を試験した。Ｏ質別品の強度レベルは低く、降伏強さが約８.８ｋｓｉ、引張強度が２３ｋｓｉであった。液圧バルジ試験における性能は改善され、従来の５７５４合金と同等であった。それゆえ、このＯ質別の材料は、押圧荷重が低いとき、より容易に成形されることができる。

この発明の特定の実施例を例示の目的で説明したが、当該分野の専門家であれば、特許請求の範囲に規定された発明から逸脱することなく、本発明の詳細について多くの変更をなし得るであろう。

本発明の方法の工程の一実施例のフローチャートである。 本発明の方法の実施に用いられる装置の一実施例の概略説明図である。 本発明の方法の実施に用いられる装置のさらなる実施例の概略説明図であって、仕上げゲージに達するまで４基の圧延ミルが配備されている。 インラインで製造された６０２２材のＴ４３板材(ゲージ０.０３５インチ)と、ＤＣインゴットから作られオフラインで熱処理された板材について、等２軸伸び性能の比較を示すグラフである。 インラインで製造された６０２２材のＴ４合金と、ＤＣインゴットから作られオフラインで熱処理された板材について、等２軸伸び性能の比較を示すグラフである。 試料８０４９０８(Ｔ４３質別の６０２２合金)をｅコーティング(e-coating)した後の写真である。 プレクエンチングせずに、ゲージ０.０３５インチまでインラインで圧延された６０２２合金の粒径を示す写真である。 ゲージ０.０３５インチまでインラインで圧延された６０２２合金の粒径を示す写真である。 アズキャスト状態の６０２２合金の横断面の組織写真である。 アズキャスト状態の６０２２合金の横断面の表面とシェル部分の組織写真である。 アズキャスト状態の６０２２合金の横断面の中心部の組織写真である。 ６０２２合金の横断面の中心部鋳造組織におけるポアと構成成分(主としてＡｌＦｅＳｉ粒子)成分を示す写真である。 アズキャスト状態のＡｌ＋３.５Ｍｇ合金の横断面のミクロ組織写真である。

Claims (2)

1. ６ＸＸＸ系アルミニウム合金の板材をインラインの連続工程で製造する方法であって、
   (i)連続鋳造により、厚さ１.５２４〜６.３５ｍｍ(０.０６〜０.２５インチ)に鋳造されたアルミニウム合金ストリップを母材として供給するステップ、
   (ii)母材を、１工程の熱間圧延により、厚さ０.５０８〜３.８１ｍｍ(０.０２〜０.１５インチ)の板材とするステップ、
   (iii)板材を、５１０〜５３８℃(９５０〜１０００°Ｆ)の温度で０.１〜３秒間、溶体化熱処理をし、４３〜１２１℃(１１０〜２５０°Ｆ)の温度まで急冷するステップ、
   (iv)Ｔ４３質別の熱処理を行うか又は行わないで、Ｔ４質別に達するまで放置し安定化させて、６ＸＸＸ系アルミニウムアルミニウム合金の板材を製造するステップ、
   を上記(i)−(iv)の順に行なう６ＸＸＸ系アルミニウム合金板材の製造方法。
2. ５ＸＸＸ系アルミニウム合金の板材をインラインの連続工程で製造する方法であって、
   (i)連続鋳造により、厚さ１.５２４〜６.３５ｍｍ(０.０６〜０.２５インチ)に鋳造されたアルミニウム合金ストリップを母材として供給するステップ、
   (ii)母材を、微細な結晶粒を得るために、急冷装置により、２０４〜４８２℃(４００〜９００°Ｆ)の温度まで急冷するステップ、
   (iii)母材を、１工程の熱間圧延により、厚さ０.５０８〜３.８１ｍｍ(０.０２〜０.１５インチ)の板材とするステップ、
   (iv)板材を、４２６〜５１０℃(８００〜９５０°Ｆ)の温度で０.１〜３秒間、再結晶焼鈍をし、４３〜３８２℃(１１０〜７２０°Ｆ)の温度まで急冷するステップ、
   を上記(i)−(iv)の順に行なう５ＸＸＸ系アルミニウム合金板材の製造方法。

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