JP4555183B2 - Manufacturing method of forming aluminum alloy sheet and continuous casting apparatus for forming aluminum alloy - Google Patents
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Description
本発明は、双ロール式連続鋳造方法による成形用アルミニウム合金板の製造方法および成形用アルミニウム合金の双ロール式連続鋳造装置に関するものである。本発明は、特に、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制できる、成形用高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金板の製造方法および連続鋳造装置を提供するものである。 The present invention relates to a method for producing a forming aluminum alloy plate by a twin-roll continuous casting method and a twin-roll continuous casting apparatus for forming aluminum alloy. In particular, the present invention provides a method for producing a high-Mg-containing Al-Mg-based aluminum alloy plate for forming and continuous casting, which can suppress casting defects such as voids to a range that does not affect the forming characteristics such as elongation of the produced plate. A device is provided.
周知の通り、従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、各種アルミニウム合金板（以下、アルミニウムをAlとも言う）が、合金毎の各特性に応じて汎用されている。 As is well known, various aluminum alloy plates (hereinafter referred to as “Al”) have been conventionally used for transportation equipment such as automobiles, ships, aircraft or vehicles, machines, electrical products, architecture, structures, optical equipment, and components and parts of equipment. Is also widely used depending on the characteristics of each alloy.
これらのアルミニウム合金板は、多くの場合、プレス成形などで成形されて、上記各用途の部材や部品とされる。この点、高成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。 In many cases, these aluminum alloy plates are formed by press molding or the like, and are used as members and parts for the above-described applications. In this respect, from the viewpoint of high formability, among the Al alloys, an Al-Mg Al alloy having an excellent balance between strength and ductility is advantageous.
このため、従来から、Al-Mg 系Al合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。このAl-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al合金でも冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。 For this reason, with regard to Al-Mg-based Al alloy sheets, examination of component systems and optimization of manufacturing conditions have been conventionally performed. As this Al-Mg based Al alloy, for example, JIS A 5052, 5182 and the like are typical alloy component systems. However, even this Al—Mg-based Al alloy is inferior in ductility and inferior in formability as compared with a cold-rolled steel sheet.
これに対し、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、8%を超える高Mg化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。この理由は、鋳造の際に鋳塊にMgが偏析したり、通常の熱間圧延では、Al-Mg 系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。 On the other hand, when the Al-Mg series Al alloy is made to have a high Mg content exceeding 8% by increasing the Mg content, the balance of strength ductility is improved. However, it is difficult to industrially manufacture such a high Mg Al—Mg alloy by an ordinary manufacturing method in which an ingot cast by DC casting or the like is subjected to hot rolling after soaking. The reason for this is that Mg is segregated in the ingot during casting, and the normal hot rolling significantly reduces the ductility of the Al—Mg alloy, so that cracking is likely to occur.
一方、高MgのAl-Mg 系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高MgのAl-Mg 系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。 On the other hand, it is also difficult to hot-roll high-Mg Al—Mg alloys at low temperatures while avoiding the above-described temperature range where cracks occur. This is because, in such low-temperature rolling, the deformation resistance of the high-Mg Al—Mg-based alloy material is remarkably increased, and the product size that can be produced is extremely limited by the current rolling mill capability.
また、高MgのAl-Mg 系合金のMg含有許容量を増加させるために、FeやSi等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。このため、Mg含有許容量の増加には限界があり、Mgが8%を超える量を含有させることは困難であった。 In addition, a method of adding a third element such as Fe or Si has been proposed in order to increase the allowable Mg content of a high Mg Al—Mg alloy. However, when the content of these third elements is increased, a coarse intermetallic compound is easily formed, and the ductility of the aluminum alloy plate is lowered. For this reason, there is a limit to the increase in the Mg content allowable amount, and it was difficult to contain an amount of Mg exceeding 8%.
このため、従来から、高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷鋳型 (双ロール) 間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に圧下し、かつ急冷して、アルミニウム合金薄板とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。 For this reason, various proposals have heretofore been made for producing high-Mg Al—Mg-based alloy plates by a continuous casting method such as a twin roll type. In the twin roll type continuous casting method, molten aluminum alloy is poured from a refractory hot water supply nozzle between a pair of rotating water-cooled molds (twin rolls) and solidified. In this method, the aluminum alloy thin plate is formed by being pressed down and rapidly cooled. As this twin roll type continuous casting method, the Hunter method, the 3C method and the like are known.
双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて１〜３桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ200 〜 600mm）のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さらに鋳塊の均質化処理も省略出来る場合がある。 The cooling rate of the twin roll type continuous casting method is 1 to 3 orders of magnitude higher than that of the conventional DC casting method or belt type continuous casting method. For this reason, the obtained aluminum alloy sheet has a very fine structure and is excellent in workability such as press formability. Moreover, the aluminum alloy plate having a relatively thin plate thickness of 1 to 13 mm is obtained by casting. For this reason, steps such as hot rough rolling and hot finish rolling can be omitted as in the case of a conventional DC ingot (thickness 200 to 600 mm). Furthermore, ingot homogenization may be omitted.
このような双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高MgのAl-Mg 系合金板の、成形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても種々提案されている。例えば、6 〜10% の高MgであるAl-Mg 系合金板の、Al-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１参照) 。また、10μm 以上のAl-Mg 系金属間化合物の個数を300 個/mm2以下とし、平均結晶粒径が10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (特許文献２参照) 。
一方、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板を双ロール式連続鋳造法を用いて製造した場合、特に、空隙などの鋳造欠陥が生じやすい。これは、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金の凝固温度範囲が、これよりもMg含有量が低いAl-Mg 系合金に比較して、約100 ℃と広くなるためである。このため、鋳片凝固中に、鋳片中の水素が分散せず、偏析しやすくなり、ガス気泡となって鋳片組織内に残り、空隙となりやすい。 On the other hand, when a high Mg Al—Mg alloy plate having an Mg content of more than 8% is produced using a twin roll continuous casting method, casting defects such as voids are likely to occur. This is because the solidification temperature range of high-Mg Al-Mg alloys with Mg content exceeding 8% is wider than that of Al-Mg-based alloys with lower Mg content, about 100 ° C. It is. For this reason, during the slab solidification, the hydrogen in the slab is not dispersed and easily segregates, becomes gas bubbles, remains in the slab structure, and easily becomes voids.
高MgのAl-Mg 系合金板において、組織内の上記空隙が多くなると、伸びを低下させ、Al-Mg 系合金板の特徴である強度延性バランスや、それに基づく成形性を低下させる。 In the high-Mg Al—Mg alloy plate, when the voids in the structure increase, the elongation decreases, and the strength-ductility balance, which is a characteristic of the Al—Mg alloy plate, and the formability based thereon decrease.
これに対しては、双ロールにおける冷却速度を大きくする、あるいは、Tiなどの微細化剤を添加する、などの手段が有効ではある。しかし、これらの手段も、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することには限界がある。 For this, measures such as increasing the cooling rate in the twin rolls or adding a finer such as Ti are effective. However, these means are also limited in suppressing casting defects such as voids to a range that does not affect molding characteristics such as elongation of the manufactured plate.
したがって、これまで、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板を、双ロール式連続鋳造法を用いて製造する場合には、空隙などの鋳造欠陥をある程度許容せざるを得なかったのが実情である。 Therefore, until now, when producing a high Mg Al-Mg alloy plate with an Mg content exceeding 8% using the twin roll continuous casting method, casting defects such as voids must be allowed to some extent. The actual situation was not obtained.
また、通常の１段（シングル）の双ロールによる連続鋳造では、双ロールにおける冷却速度を大きくしようとすると、鋳造速度を速くできないという限界がある。鋳造速度を速くした場合には、アルミニウム合金溶湯の急冷が困難となる。そして、鋳造速度が遅い場合には、生産性が低下し、双ロールによる連続鋳造工程の利点を大きく損なうこととなる。 Moreover, in the continuous casting by a normal single-stage (single) twin roll, there is a limit that the casting speed cannot be increased if an attempt is made to increase the cooling rate in the twin roll. When the casting speed is increased, it becomes difficult to rapidly cool the molten aluminum alloy. And when casting speed is slow, productivity will fall and the advantage of the continuous casting process by a twin roll will be spoiled greatly.
本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金などのアルミニウム合金を、双ロール式連続鋳造法を用いて製造する場合に、鋳造速度を速くすることを前提に、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することが可能な製造方法および連続鋳造装置を提供することである。 The present invention has been made in order to solve such problems, and the object thereof is to form an aluminum alloy such as an Al-Mg alloy having a high Mg content exceeding 8%, such as a twin-roll continuous casting. Manufacturing method that can suppress casting defects such as voids to a range that does not affect the molding characteristics such as elongation of the manufactured plate, on the premise of increasing the casting speed when manufacturing using the method And providing a continuous casting apparatus.
この目的を達成するために、本発明成形用アルミニウム合金板の製造方法の要旨は、双ロール式連続鋳造方法によって、板厚が30mm以下で、且つ、質量% で、Mgを8%を超えて14% 以下含むAl-Mg 系アルミニウム合金板状鋳塊を得、この鋳塊を冷間圧延してアルミニウム合金板を製造する方法において、双ロールを連続鋳造ラインに対して２段以上配置し、注湯されたアルミニウム合金溶湯を、前段の双ロールにより、平均冷却速度を50℃/s以上として冷却して、板状鋳塊として凝固せしめ、次いで、中心部を含めて凝固が完了した状態にある板状鋳塊に対し、後段の双ロールによって、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延するとともに、その板状鋳塊の冷却を促進し、その後冷間圧延されたアルミニウム合金板の空隙率を、50倍の光学顕微鏡の板断面観察による組織中に占める空隙の平均面積率として、0.5%以下とすることである。 In order to achieve this object, the gist of the method for producing an aluminum alloy sheet for forming according to the present invention is that the thickness of the sheet is 30 mm or less and the mass% is more than 8% by the twin roll continuous casting method. In a method of producing an aluminum alloy sheet by cold rolling the ingot, an Al-Mg-based aluminum alloy sheet ingot containing less than 14% is arranged in two or more stages on a continuous casting line. The poured aluminum alloy molten metal is cooled with an average cooling rate of 50 ° C./s or more by the twin rolls in the previous stage to solidify as a plate-shaped ingot, and then solidification is completed including the center. A plate-shaped ingot is rolled at a reduction ratio of 2% or more in total with respect to the thickness of the plate-shaped ingot after completion of casting by a twin roll at the subsequent stage, and cooling of the plate-shaped ingot is promoted. and, the gap then cold-rolled aluminum alloy plate And the average area ratio of the void occupied in the tissue by the plate cross-section observation of 50x optical microscope, is to 0.5% or less.
また、前記目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金の双ロール式連続鋳造装置の要旨は、上記要旨または下記好ましい態様のいずれかの製造方法に用いる、アルミニウム合金の双ロール式連続鋳造装置であって、連続鋳造ラインに対して双ロールを２段以上直列に配置し、前段の双ロールにおける、注湯手段から注湯されたアルミニウム合金溶湯の冷却能を平均冷却速度で50℃/s以上とするとともに、後段の双ロールにおける、前段の双ロールから供給された板状鋳塊に対し、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延し、且つ、その板状鋳塊の冷却を促進する能力を付与したことである。 In order to achieve the above object, the gist of the twin roll continuous casting apparatus for aluminum alloy of the present invention is the twin roll continuous casting apparatus for aluminum alloy used in the manufacturing method of any of the above gist or the following preferred embodiments. However, two or more twin rolls are arranged in series with the continuous casting line, and the cooling capacity of the molten aluminum alloy poured from the pouring means in the previous twin roll is 50 ° C / s at an average cooling rate. In addition to the above, rolling with a reduction rate of 2% or more in total with respect to the plate thickness of the plate-shaped ingot after completion of casting, with respect to the plate-shaped ingot supplied from the previous-stage twin roll In addition, the ability to promote the cooling of the plate-shaped ingot is provided.
本発明では、双ロールにおける板状鋳塊の冷却速度を大きくするとともに、双ロールによって、この双ロール間で凝固しつつある板状鋳塊に対して、上記圧下を加える。 In the present invention, the cooling rate of the plate ingot in the twin rolls is increased, and the above-described reduction is applied to the plate ingot solidified between the twin rolls by the twin rolls.
この際、鋳造速度を速くするために、本発明では、前記双ロールを、鋳塊に対してあるいは連続鋳造ラインに対して、通常の１段の双ロールではなく、２段以上直列（タンデム）に配置し、これら前段と後段との双ロールによって、各々の役割を分担させる。 At this time, in order to increase the casting speed, in the present invention, the twin rolls are not in a normal single-stage twin roll but in series (tandem) with respect to the ingot or continuous casting line. These roles are shared by the two rolls of the front and rear stages.
即ち、前段の双ロールには、注湯されたアルミニウム合金溶湯の上記大きな冷却能を持たせて、板状鋳塊としてのシェルを形成せしめ、望ましくは、中心部も含めて凝固が完了するか、または、中心部が未凝固状態にある板状鋳塊とする。そして、後段の双ロールには、上記圧延能力（圧下荷重付加能）を持たせ、中心部を含めて凝固が完了した板状鋳塊に対して、上記圧下を付加する。 That is, the twin rolls in the previous stage have the above-described large cooling ability of the molten aluminum alloy melt to form a shell as a plate-shaped ingot, and preferably the solidification is completed including the center part. Or it is set as the plate-shaped ingot whose center part is in an unsolidified state. The subsequent twin rolls are provided with the rolling ability (crushing load addition ability), and the reduction is applied to the plate-shaped ingot including the central portion where the solidification has been completed.
このような双ロールの多段構成によって、特に、高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金における、溶湯乃至板状鋳塊の冷却速度を上記のように大きくして、板の成形特性を向上させるとともに、上記大きな圧下荷重を加えて、空隙などの鋳造欠陥を抑制し、板の成形特性を保証する。そして、これらの効果を、鋳造速度を速く、生産効率を高めた上で実現する。 With such a multi-stage configuration of twin rolls, in particular, in the high Mg content Al-Mg-based aluminum alloy, the cooling rate of the molten metal or plate-shaped ingot is increased as described above, and the molding characteristics of the plate are improved. The large rolling load is applied to suppress casting defects such as voids and to guarantee the forming characteristics of the plate. These effects are realized after increasing the casting speed and increasing the production efficiency.
通常の双ロール式連続鋳造では、１段（シングル）の双ロールにより鋳造を行ない、板状鋳塊を製造する。このような１段の双ロールでは、注湯されたアルミニウム合金溶湯の上記大きな冷却能と、板状鋳塊に対する上記圧下付加能との二つの機能を併せ持たせることは中々難しい。 In normal twin roll type continuous casting, casting is performed with a single stage (single) twin roll to produce a plate-shaped ingot. In such a single-stage twin roll, it is difficult to have both the two functions of the large cooling ability of the poured aluminum alloy molten metal and the above-described rolling reduction ability for the plate-shaped ingot.
特に、高Mg含有Al-Mg 系アルミニウム合金において、双ロールにおける板状鋳塊の冷却速度を大きくするとともに、双ロールによって板状鋳塊に上記圧下を加えることは、１段（シングル）の双ロールでは、可能ではあるが、難しい課題となる。 In particular, in a high Mg content Al-Mg aluminum alloy, increasing the cooling rate of the plate ingot in a twin roll and applying the above reduction to the plate ingot with a twin roll is a single stage (single) twin. In a roll, it is possible but difficult.
この課題の大きなひとつが、鋳造速度を速くできないことである。鋳造速度を速くした場合、アルミニウム合金溶湯の急冷が困難となる。また、上記圧下も加えにくい。このため、１段（シングル）の双ロールでは、10m/min.程度が限界であり、これ以上鋳造速度を速くできない。 One major issue is that casting speed cannot be increased. When the casting speed is increased, it is difficult to rapidly cool the molten aluminum alloy. Moreover, it is difficult to apply the above reduction. For this reason, with a single-stage (single) twin roll, the limit is about 10 m / min., And the casting speed cannot be increased further.
この課題の原因となっているのは、これまで、特に、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板を双ロール式連続鋳造法を用いて製造した例があまりないことにもよる。通常、双ロール式連続鋳造法では、双ロール間で凝固する板状鋳塊に対して、本発明のような大きな圧下荷重を加えない。ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などの連続鋳造設備と異なり、双ロール式連続鋳造では、設備的にも、大きな圧下荷重を加えるようになっていない。双ロールによっては、元々、板状鋳塊の形状や板厚精度を出すための軽圧下が加えられるのみである。 The cause of this problem is that there have been few examples of producing high-Mg Al-Mg alloy plates with Mg content exceeding 8% using the twin-roll continuous casting method. It depends on. Usually, in the twin roll type continuous casting method, a large rolling load as in the present invention is not applied to the plate-shaped ingot solidified between the twin rolls. Unlike continuous casting equipment such as belt caster type, propel type, block caster type, etc., twin roll type continuous casting does not apply a large reduction load in terms of equipment. Originally, depending on the twin rolls, only light reduction is applied to obtain the shape and thickness accuracy of the plate-shaped ingot.
しかし、前記した通り、Mg含有量が8%を超える高MgのAl-Mg 系合金板を双ロール式連続鋳造法を用いて製造する場合には、凝固温度範囲が約100 ℃と広く、特に、空隙などの鋳造欠陥が生じやすい。このため、双ロールにおける冷却速度を大きくする、あるいは、Tiなどの微細化剤を添加するなどの手段だけでは、これらを組み合わせても、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することには限界がある。 However, as described above, when producing a high Mg Al-Mg alloy plate with an Mg content exceeding 8% by using the twin roll continuous casting method, the solidification temperature range is as wide as about 100 ° C. , Casting defects such as voids are likely to occur. For this reason, only by means such as increasing the cooling rate in twin rolls or adding a micronizing agent such as Ti, casting defects such as voids, elongation of the produced plate, etc. can be combined. There is a limit to the suppression to a range that does not affect the molding characteristics.
これに対しては、本発明のように、双ロールにおける冷却速度を大きくするとともに、双ロールによって、板状鋳塊に対し圧下を加える必要がある。但し、通常の１段（シングル）の双ロールによる双ロール式連続鋳造には、鋳造速度を大きくできない限界があることは前記した通りである。 For this, as in the present invention, it is necessary to increase the cooling rate in the twin rolls and to apply a reduction to the plate-shaped ingot by the twin rolls. However, as described above, there is a limit that the casting speed cannot be increased in the normal twin-roll continuous casting using a single-stage twin roll.
本発明では、前記した通り、双ロールの２段以上の直列化、多段化によって、鋳造速度を速く、生産効率を高めることができる。また、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金を含めたアルミニウム合金の、板の材質特性としての、伸びや強度延性バランスを向上させることができ、張出成形、絞り成形、曲げ加工、穴あけ、穴拡げ、打ち抜き、あるいはこれら成形加工の組み合わせなどの成形性を向上させることができる。 In the present invention, as described above, the casting speed can be increased and the production efficiency can be increased by serializing or multi-staged twin rolls. In addition, it is possible to improve the balance of elongation and strength ductility as the material properties of aluminum alloys including high-Mg Al-Mg alloys exceeding 8%. Formability such as drilling, hole expansion, punching, or a combination of these molding processes can be improved.
更に、後段の双ロールで板状鋳塊に対して前記特定量以上の圧下を加えることによって、板状鋳塊の長手方向や幅方向の部位における目標板厚に対する、板厚精度を向上させることも可能である。 Furthermore, the plate thickness accuracy with respect to the target plate thickness in the longitudinal direction or the width direction portion of the plate-shaped ingot is improved by applying a reduction of the specified amount or more to the plate-shaped ingot with a twin roll at the latter stage. Is also possible.
以下に、本発明の実施態様につき、具体的に説明する。 The embodiments of the present invention will be specifically described below.
（双ロール連続鋳造装置）
先ず図１、２を用いて、本発明における、成形用アルミニウム合金板の連続鋳造装置を説明する。図１は縦型（垂直型）双ロール連続鋳造装置の実施態様を示し、図２は横型（水平型）双ロール連続鋳造装置の実施態様を示す。
(Double roll continuous casting equipment)
First, the continuous casting apparatus of the aluminum alloy plate for shaping | molding in this invention is demonstrated using FIG. FIG. 1 shows an embodiment of a vertical (vertical) twin roll continuous casting apparatus, and FIG. 2 shows an embodiment of a horizontal (horizontal) twin roll continuous casting apparatus.
図１の縦型双ロール連続鋳造装置において、１０、１１は連続鋳造ラインに対して２段直列に配置された双ロールである。前段（上流側）の双ロール１０は、主として、注湯されたアルミニウム合金溶湯の冷却と凝固促進を担う。即ち、前段（上流側）の双ロール１０は、溶湯の外側を凝固させて、シェル（凝固殻）を形成した板状鋳塊１とする役割を有する。 In the vertical twin roll continuous casting apparatus shown in FIG. 1, reference numerals 10 and 11 denote twin rolls arranged in series in two stages with respect to the continuous casting line. The upstream (upstream) twin roll 10 is mainly responsible for cooling the molten aluminum alloy melt and promoting solidification. That is, the upstream (upstream side) twin roll 10 has a role of forming a plate-shaped ingot 1 in which the outside of the molten metal is solidified to form a shell (solidified shell).
この双ロール１０は、回転する一対のロール鋳型からなるが、冷却能が要求されるために、鋼製やステンレス製などの水冷ロール鋳型よりも、熱伝達率の大きな銅製の水冷ロール鋳型などを用いる方が好ましい。 This twin roll 10 is composed of a pair of rotating roll molds, but since cooling ability is required, a water-cooled roll mold made of copper having a higher heat transfer coefficient than a water-cooled roll mold made of steel or stainless steel is used. It is preferable to use it.
後段（下流側）の双ロール１１は、主として、板状鋳塊３の圧下と凝固促進を担い、前段の双ロール１０によってシェルが生成し、内部（中心部）を含めて凝固が完了した板状鋳塊に対して、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延する。これによって、板状鋳塊の冷却を促進して、空隙の原因となる水素などのガスを鋳塊内に分散固溶させるとともに、既に内部に発生している空隙を潰す役割を担う。 The latter stage (downstream side) twin roll 11 is mainly responsible for the reduction of the plate-shaped ingot 3 and the promotion of solidification, and the former twin roll 10 generates a shell and the solidification is completed including the inside (center part). The ingot is rolled at a reduction ratio of 2% or more in total with respect to the thickness of the ingot after completion of casting. As a result, the cooling of the plate-shaped ingot is promoted, and a gas such as hydrogen that causes the voids is dispersed and dissolved in the ingot, and the voids already generated inside are crushed.
この双ロール１１は、前段の双ロール１０と同様、回転する一対のロール鋳型からなるが、前記圧下能や圧下される板状鋳塊表面の美麗さ（平坦度や粗さなど）を損なわないことが要求される。このために、銅製の水冷ロール鋳型よりも、剛性や硬度の高い、鋼製やステンレス製などの水冷ロール鋳型などを用いる方が好ましい。 The twin roll 11 is composed of a pair of rotating molds as in the previous twin roll 10 but does not impair the reduction ability or the beauty (flatness, roughness, etc.) of the surface of the plate-shaped ingot to be reduced. Is required. For this reason, it is preferable to use a water-cooled roll mold made of steel or stainless steel having higher rigidity and hardness than a water-cooled roll mold made of copper.
ここで、前段（上流側）の双ロール１０を１段だけではなく、２段以上配置しても良く、また、後段（下流側）の双ロール１１を１段だけではなく、２段以上配置しても良い。 Here, the first stage (upstream side) twin rolls 10 may be arranged in two or more stages, and the second stage (downstream side) twin rolls 11 may be arranged in two stages or more instead of only one stage. You may do it.
１３はアルミニウム合金溶湯の双ロールへの注湯乃至給湯用の手段である、耐火物製のタンディッシュあるいは給湯ノズルである。１４は前段の双ロール１０の上部に沿って配置された、溶湯を受ける堰である。１５は前段の双ロール１０の下部に配置されたピンチロール、１２は双ロール１０と１１との間に配置された、板状鋳塊の強制冷却手段である。 Reference numeral 13 denotes a refractory tundish or hot water supply nozzle, which is a means for pouring or supplying hot water to a twin roll of molten aluminum alloy. Reference numeral 14 denotes a weir that is disposed along the upper portion of the previous twin roll 10 and receives molten metal. Reference numeral 15 denotes a pinch roll disposed at the lower part of the previous twin roll 10, and 12 is a forced cooling means for the plate-shaped ingot disposed between the twin rolls 10 and 11.
この強制冷却手段１２は、例えば冷媒としてのミストや水を、板状鋳塊２の両面に噴霧すべく、連続鋳造ラインに対して、単数あるいは複数個、直列や並列に配置されたノズル群やスリットなどから構成される。この強制冷却手段１２は、板状鋳塊２の板厚が比較的厚い場合などの、鋳造速度のより高速化のために、前段の双ロール１０の冷却能を補うために、選択的に設置乃至使用される。 This forced cooling means 12 is, for example, one or more nozzle groups arranged in series or in parallel with the continuous casting line in order to spray mist or water as a refrigerant on both surfaces of the plate-shaped ingot 2. It consists of slits. This forced cooling means 12 is selectively installed to supplement the cooling capacity of the previous twin roll 10 in order to increase the casting speed, such as when the plate ingot 2 is relatively thick. Or used.
１６は鋳造後の板状鋳塊のガイドロール、１７は鋳造後の板状鋳塊をコイル４とするために巻き取るコイラーである。 Reference numeral 16 denotes a guide roll for the cast plate ingot, and reference numeral 17 denotes a coiler that winds up the cast plate ingot to form the coil 4.
図２の横型双ロール連続鋳造装置においても、基本的な装置構成は、図１の縦型双ロール連続鋳造装置と同じであり、前段の双ロール１０への注湯ノズル１８などの構成が異なる程度である。 Also in the horizontal twin roll continuous casting apparatus of FIG. 2, the basic apparatus configuration is the same as the vertical twin roll continuous casting apparatus of FIG. 1, and the configuration of the pouring nozzle 18 to the twin roll 10 in the previous stage is different. Degree.
（製造方法）
このような装置構成を前提に、以下に、本発明製造方法の態様を、図１を用いながら説明する。
(Production method)
Based on such a device configuration, the aspect of the manufacturing method of the present invention will be described below with reference to FIG.
前提として、本発明が特にその対象とする、8%を超える高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板は、前記した通り、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。したがって、本発明では、双ロール式連続鋳造と、熱間圧延を省略した、冷間圧延、焼鈍などとを組み合わせて製造する。 As a premise, the Al-Mg aluminum alloy plate with a high Mg content exceeding 8%, which is the object of the present invention, is hot rolled after soaking the ingot cast by DC casting or the like, as described above. It is difficult to manufacture industrially by a normal manufacturing method. Therefore, in this invention, it manufactures combining a twin roll type continuous casting and cold rolling, annealing, etc. which abbreviate | omitted hot rolling.
また、アルミニウム合金薄板の連続鋳造方法としては、双ロール式の他に、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などがある。しかし、8%を超える高MgのAl-Mg 系アルミニウム合金板を連続鋳造するためには、前記した通り、鋳造の際の冷却速度を大きくする必要があり、そのためにも、双ロール式とする。 Moreover, as a continuous casting method of an aluminum alloy thin plate, there are a belt caster type, a propel type, a block caster type, etc. in addition to a twin roll type. However, in order to continuously cast a high Mg Al-Mg-based aluminum alloy plate exceeding 8%, as described above, it is necessary to increase the cooling rate at the time of casting. .
（注湯）
耐火物製のタンディッシュ１３から堰１４を介して、前段双ロール１０へ注湯されたアルミニウム合金溶湯は、互いに対向する方向に回転する双ロール間で冷却され、凝固が促進されて、内部は液相を有するシェル（凝固殻）を形成した板状鋳塊１とされる。
(Pouring hot water)
The molten aluminum alloy poured from the refractory tundish 13 through the weir 14 to the upstream twin roll 10 is cooled between the twin rolls rotating in opposite directions, and solidification is promoted. The plate-shaped ingot 1 is formed with a shell (solidified shell) having a liquid phase.
(冷却速度)
この前段双ロール１０での冷却の際、本発明では、鋳造する板厚が30mm以下の比較的薄板の範囲であっても、前段の双ロール１０による鋳造の冷却速度は50℃/s以上のできるだけ大きくすることが必要である。冷却速度は50℃/s未満では、アルミニウム合金の種類によらず、平均結晶粒が50μm を超えて粗大化する。このため、成形性が著しく低下する。また、板の均質性も低下する。特に、Al-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、金属間化合物全般が粗大化するか、多量に晶出するため、強度伸びバランスが低下し、成形性が著しく低下する。
(Cooling rate)
At the time of cooling with the front twin roll 10, in the present invention, the cooling rate of casting with the front twin roll 10 is 50 ° C./s or more even if the thickness of the cast sheet is within a range of a relatively thin plate of 30 mm or less. It is necessary to make it as large as possible. When the cooling rate is less than 50 ° C./s, the average crystal grain exceeds 50 μm and becomes coarse regardless of the type of aluminum alloy. For this reason, moldability falls remarkably. In addition, the uniformity of the plate is also reduced. In particular, in Al-Mg aluminum alloys, and Al-Mg alloys with a high Mg content exceeding 8%, all intermetallic compounds are coarsened or crystallized in large quantities, resulting in a decrease in the balance of strength elongation and formability. Is significantly reduced.
また、この前段双ロール１０における冷却速度は、後段の双ロール１１による圧下荷重を付加する際に、板状鋳塊を、中心部を含めて凝固が完了した状態とするためにも重要である。前段双ロール１０における冷却速度が50℃/s未満では、冷却速度が小さ過ぎ、アルミニウム合金の種類によらず、凝固速度が遅くなり、シェル形成が遅れ、後段の双ロール１１による上記した圧下荷重を板状鋳塊に付加できなくなる可能性が高くなる。このため、鋳造速度を遅くする必要が生じ、生産効率が犠牲となる。 In addition, the cooling rate in the first-stage twin roll 10 is important in order to bring the plate-shaped ingot into a state where the solidification is completed including the center portion when a rolling load is applied by the second-stage twin roll 11. . When the cooling rate in the front twin roll 10 is less than 50 ° C./s, the cooling rate is too low, the solidification rate is slow regardless of the type of aluminum alloy, the shell formation is delayed, and the above-described rolling load by the twin roll 11 in the subsequent stage. There is a high possibility that it will not be possible to add to the plate-shaped ingot. For this reason, it is necessary to slow down the casting speed, and the production efficiency is sacrificed.
なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和63年8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。即ち、鋳造された板の中心部の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (二次枝) の平均間隔d を交線法を用いて計測し (視野数3 以上、交点数は10以上) 、このd を用いて次式、d = 62×C -0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。これによって求められた冷却速度は、板状鋳塊の中心部の冷却速度である。 Since this cooling rate is difficult to measure directly, a method known from the dendrite arm spacing (Dendrite secondary branch spacing, DAS) of the cast plate (ingot) (for example, Light Metal Society, 8.20 1988) Published in “Methods of measuring aluminum dendrite arm spacing and cooling rate”). That is, the average distance d between adjacent dendrite secondary arms (secondary branches) in the cast structure at the center of the cast plate was measured using the intersection method (number of fields of view 3 or more, number of intersections 10 or more) ), And d = 62 × C −0.337 (where d: dendrite secondary arm interval mm, C: cooling rate ° C./s ) using d. The cooling rate calculated | required by this is a cooling rate of the center part of a plate-shaped ingot.
(冷却速度の確保)
この冷却速度を確保するため、上記した通り、装置的には、前段の双ロール１０として、熱伝達率の大きな銅製の水冷ロール鋳型などを用い、この冷却速度を確保する。
(Ensuring cooling rate)
In order to ensure this cooling rate, as described above, a water cooling roll mold made of copper having a large heat transfer coefficient or the like is used as the upstream twin roll 10 in the apparatus, and this cooling rate is ensured.
一方、ロール潤滑として潤滑剤を用いた場合には、理論計算上は冷却速度が大きくても、実質的な、あるいは実際における冷却速度が実質的に50℃/s未満となりやすい。このため、特に、前段の双ロール１０としては、あるいは後段の双ロール１１としても、潤滑剤によって表面が潤滑されていないロールを用いることが望ましい。 On the other hand, when a lubricant is used as roll lubrication, even if the cooling rate is theoretically large, the actual or actual cooling rate tends to be substantially less than 50 ° C./s. For this reason, in particular, it is desirable to use a roll whose surface is not lubricated by a lubricant as the front-stage twin roll 10 or the rear-stage twin roll 11.
従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形されるシェル（凝固殻）の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等) 、SiC 粉末、グラファイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤) を、双ロール表面に塗布あるいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を前段の双ロール１０に用いた場合、冷却速度が小さくなって、必要な冷却速度が得られない可能性が高くなる。 Conventionally, oxide powder (alumina powder, zinc oxide powder etc.), SiC powder, SiC powder, In general, a lubricant (release agent) such as graphite powder, oil, or molten glass is applied to the twin roll surface or used after flowing down. However, when these lubricants are used in the upstream twin roll 10, the cooling rate is reduced, and the possibility that the required cooling rate cannot be obtained increases.
また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、潤滑剤の濃度や厚みの不均一によって、冷却のムラが生じやすく、板の部位によっては凝固速度が不十分となりやすい。このため、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、強度延性バランスを均一にすることが困難となる可能性が高くなる。 In addition, when these lubricants are used, cooling unevenness is likely to occur due to the uneven concentration and thickness of the lubricant on the twin roll surface, and the solidification rate tends to be insufficient depending on the part of the plate. For this reason, in particular, Al-Mg-based aluminum alloys, and also Al-Mg-based alloys with a high Mg content exceeding 8%, macro segregation and micro segregation become large, and it may be difficult to make the strength-ductility balance uniform. Get higher.
（双ロール間での強制冷却）
前段の双ロール１０による鋳造の冷却速度が例え50℃/s以上であっても、前段の双ロール１０を出る板状鋳塊の板厚が比較的厚い、あるいは鋳造速度が比較的速い、などの場合には、アルミニウム合金の種類によらず、板状鋳塊の凝固速度が遅くなり、シェル形成が遅れる可能性がある。このような場合には、鋳造速度を遅くすることなく、かつ後段の双ロール１１による上記した圧下荷重を板状鋳塊に付加できなくなるのを防止するために、双ロール間に設置した前記強制冷却手段１２を用いて、前段の双ロール１０の冷却能を補う。これによって、鋳造速度のより高速化も図れる。図1 における板状鋳塊2 は、この強制冷却手段１２によって、冷却、凝固が促進される。
(Forced cooling between twin rolls)
Even if the cooling rate of casting by the front twin roll 10 is 50 ° C./s or more, the plate ingot exiting the front twin roll 10 is relatively thick or the casting speed is relatively fast, etc. In this case, regardless of the type of aluminum alloy, the solidification rate of the plate-shaped ingot becomes slow, and the shell formation may be delayed. In such a case, in order not to slow down the casting speed and to prevent the above-described reduction load from the twin rolls 11 from being applied to the plate-shaped ingot, the forcing provided between the twin rolls can be prevented. The cooling means 12 is used to supplement the cooling ability of the front twin roll 10. As a result, the casting speed can be further increased. The plate-shaped ingot 2 in FIG. 1 is cooled and solidified by this forced cooling means 12.
(双ロールによる圧下)
後段の双ロール１１は、前記した通り、圧下と更なる冷却を担い、前段の双ロール１０によってシェルが生成し、上記内部（中心部）を含めて凝固が完了した状態の板状鋳塊3 に対して圧下を付加する。これによって、板状鋳塊の冷却を促進して、空隙の原因となる水素などのガスを鋳塊内に分散固溶させるとともに、既に内部に発生している空隙を潰す役割を担う。
(Reduction by twin rolls)
As described above, the rear twin roll 11 is responsible for reduction and further cooling, a shell is generated by the front twin roll 10 and solidification is completed including the inside (center portion). Add a reduction to As a result, the cooling of the plate-shaped ingot is promoted, and a gas such as hydrogen that causes the voids is dispersed and dissolved in the ingot, and the voids already generated inside are crushed.
この効果を発揮するためには、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延を行なう必要がある。なお、後段の双ロールが２段以上の際には、これら２段以上の双ロールの各圧下率の合計を前記板厚に対して２% 以上とする。 In order to exhibit this effect, it is necessary to perform rolling at a reduction ratio of 2% or more in total with respect to the plate thickness of the plate-shaped ingot after completion of casting. Note that when the number of subsequent twin rolls is two or more, the total rolling reduction ratio of these two or more twin rolls is 2% or more of the plate thickness.
圧下率が大きいほど、この圧下荷重付加によって、アルミニウム合金によらず、板状鋳塊の冷却能が向上するとともに、空隙をより潰すことが可能となる。このため、凝固温度範囲が約100 ℃と広く、最も空隙がでやすい前記高MgのAl-Mg 系合金であっても、合計で２% 以上の圧下率であれば、ガスの分散固溶され、これに起因する空隙が抑制される。そして、その後の冷間圧延との相乗効果で、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することが可能である。 The larger the rolling reduction, the more the cooling capacity of the plate-shaped ingot can be improved regardless of the aluminum alloy, and the voids can be further crushed. For this reason, even in the case of the high Mg Al-Mg alloy, which has a wide solidification temperature range of about 100 ° C and is most prone to voids, if the total rolling reduction is 2% or more, the gas is dispersed and dissolved. , Voids resulting from this are suppressed. Then, due to a synergistic effect with the subsequent cold rolling, it is possible to suppress casting defects such as voids to a range that does not affect molding characteristics such as elongation of the manufactured plate.
圧下荷重の付加によるこの作用効果は、勿論、鋳造する板厚や鋳造条件によっても左右される。しかし、鋳造する板厚が30mm以下の比較的薄板の範囲では、最も空隙がでやすい高MgのAl-Mg 系合金を含めて、アルミニウム合金によらず、合計で２% 以上の圧下によって発揮される。 Of course, this effect by the addition of the rolling load depends on the thickness of the plate to be cast and the casting conditions. However, in the range of relatively thin plates with a thickness of 30 mm or less, including the high Mg Al-Mg alloy, which is most prone to voids, it is exerted by a total reduction of 2% or more regardless of the aluminum alloy. The
更に、この圧下荷重付加によって、双ロール間で凝固する板状鋳塊に対して、前記特定量以上の圧下荷重を加えることによって、圧下荷重を加えない場合に比して、板状鋳塊の長手方向や幅方向の部位における目標板厚に対する、板厚精度を向上させることも可能である。 Furthermore, by applying this rolling load to the plate-shaped ingot that solidifies between the two rolls, by applying a rolling load that is equal to or more than the specified amount, the plate-shaped ingot is not compared with the case where no rolling load is applied. It is also possible to improve the plate thickness accuracy with respect to the target plate thickness in the longitudinal direction or the width direction.
後段の双ロール１１による圧下率が２% 未満では、通常の双ロール式連続鋳造における、形状や板厚精度を出すだけの圧下となる。このため、冷却速度を大きくしても、あるいは、その後の冷間圧延の圧下率を大きくしても、更には、Ti、B などの組織の微細化剤を添加しても、アルミニウム合金によらず、空隙を抑制できない。特に、空隙がでやすい高MgのAl-Mg 系合金において、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い、上記した範囲まで抑制することができない。 If the rolling reduction by the twin roll 11 in the latter stage is less than 2%, the rolling will be sufficient to obtain the shape and thickness accuracy in ordinary twin roll continuous casting. For this reason, even if the cooling rate is increased, the rolling reduction rate of the subsequent cold rolling is increased, or even if a microstructure refiner such as Ti or B is added, the aluminum alloy is used. Therefore, voids cannot be suppressed. In particular, in high-Mg Al-Mg based alloys that are prone to voids, casting defects such as voids cannot be suppressed to the above-mentioned range that does not affect the molding characteristics such as elongation of the manufactured plate.
板状鋳塊に圧下を付加して空隙を抑制するためには、注湯され、双ロール間で鋳塊外側から順次凝固していく鋳塊において、鋳塊中心部を含めて、凝固が完了した板状鋳塊に対し、圧下を付加する必要がある。凝固が完了していない板状鋳塊に対しては、板状鋳塊自体が反力を持たないために、圧下の付加が行なえない。 In order to suppress the gap by applying a reduction to the plate-shaped ingot, solidification is completed, including the ingot center, in the ingot that is poured and solidified sequentially from the outside of the ingot between the twin rolls. It is necessary to add a reduction to the plate-shaped ingot. For a plate-shaped ingot that has not been solidified, the plate-shaped ingot itself does not have a reaction force, and therefore it is not possible to add a reduction.
板状鋳塊に対する圧下荷重量は、鋳造温度 (鋳塊温度) 、鋳造速度に応じて、双ロール径 (ロールと鋳塊との接触面積) 、双ロール間隔 (ロールギャップ) 等を設定して制御する。勿論、双ロールが、上記圧下荷重を付与できるような設備 (ロールの支持、駆動構造など) となっている必要もある。 The amount of rolling load on the plate-shaped ingot is determined by setting the twin roll diameter (contact area between the roll and the ingot), the twin roll interval (roll gap), etc. according to the casting temperature (ingot temperature) and casting speed. Control. Of course, the twin rolls need to be equipped with facilities (roll support, drive structure, etc.) that can apply the above-mentioned rolling load.
(鋳造板厚)
双ロールにより連続鋳造する薄板の板厚は30mm以下、好ましくは1 〜13mmの範囲とする。そして、更に好ましくは、1mm 以上、5mm 未満の薄い板厚とする。板厚1mm 未満の連続鋳造は、双ロール間への注湯や、双ロール間のロールギャップ制御などの鋳造限界から、困難である。他方、板厚が30mmを超えて厚くなった場合、鋳造の冷却速度が著しく小さくなり、アルミニウム合金の種類によらず、上記圧下荷重をかけることが困難となる。
(Cast plate thickness)
The thickness of the thin plate continuously cast by twin rolls is 30 mm or less, preferably 1 to 13 mm. More preferably, the thickness is 1 mm or more and less than 5 mm. Continuous casting with a thickness of less than 1mm is difficult due to casting limitations such as pouring between twin rolls and controlling the roll gap between twin rolls. On the other hand, when the plate thickness exceeds 30 mm, the cooling rate of casting becomes remarkably small, and it becomes difficult to apply the above-mentioned rolling load regardless of the type of aluminum alloy.
また、板状鋳塊の板厚が30mmを超えて厚くなった場合、例え、後段双ロール11で圧下率2%以上で圧下できても、圧下が不十分となって、空隙率を低減できない可能性が高い。この結果、空隙が増し、成形性が著しく低下する。特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、Al-Mg 系などの金属間化合物全般が粗大化したり、多量に晶出する傾向がある。この結果、空隙が増し、強度伸びバランスが低下し、成形性が著しく低下する可能性が高くなる。 In addition, when the plate thickness of the plate-shaped ingot is thicker than 30 mm, for example, even if it can be reduced at a reduction rate of 2% or more with the rear twin roll 11, the reduction is insufficient and the porosity cannot be reduced. Probability is high. As a result, voids increase and moldability is significantly reduced. In particular, in Al-Mg-based aluminum alloys, and Al-Mg-based alloys with a high Mg content of more than 8%, all intermetallic compounds such as Al-Mg-based materials tend to become coarse or crystallize in large quantities. As a result, the voids increase, the strength-elongation balance decreases, and the possibility that the moldability is significantly reduced increases.
(注湯温度)
アルミニウム合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、鋳造速度を高速化させるためにも、アルミニウム合金の液相線温度＋100 ℃以下とすることが好ましい。注湯温度が液相線温度＋100 ℃を超えた場合には、鋳造速度を高速化させると、前段の双ロール１０による鋳造の冷却速度が例え50℃/s以上であっても、アルミニウム合金の種類によらず、後段の双ロール１１まででブレイクアウトし、板状鋳塊ができない可能性がある。
(Pouring temperature)
The pouring temperature when pouring the molten aluminum alloy into twin rolls is preferably set to the liquidus temperature of the aluminum alloy + 100 ° C. or less in order to increase the casting speed. When the pouring temperature exceeds the liquidus temperature + 100 ° C, if the casting speed is increased, even if the cooling rate of casting by the twin roll 10 in the previous stage is 50 ° C / s or more, the aluminum alloy Regardless of the type, there is a possibility that a breakout occurs up to the subsequent twin roll 11 and a plate-shaped ingot cannot be made.
(双ロール周速)
前段の双ロール１０や後段の双ロール１１の周速は鋳造速度となる。鋳造速度を高速化させるためにも、両者の双ロールの周速は1m /min 以上、好ましくは30m /min以上とする。双ロールの周速が遅くなると、鋳造速度自体が遅くなる。また、溶湯と鋳型 (双ロール) との接触時間が長くなり、鋳造薄板の表面品質が低下する可能性がある。更に、後段の双ロール１１での凝固が進み過ぎて、上記圧下荷重をかけても空隙を抑制出来ない可能性がある。
(Twin roll speed)
The peripheral speed of the front-stage twin roll 10 and the rear-stage twin roll 11 is the casting speed. In order to increase the casting speed, the peripheral speed of both twin rolls is set to 1 m / min or more, preferably 30 m / min or more. When the peripheral speed of the twin rolls is reduced, the casting speed itself is reduced. In addition, the contact time between the molten metal and the mold (twin roll) becomes long, and the surface quality of the cast thin plate may be deteriorated. Furthermore, solidification in the subsequent twin roll 11 has progressed too much, and there is a possibility that the air gap cannot be suppressed even when the above-mentioned rolling load is applied.
この点、前段の双ロール１０や後段の双ロール１１の好ましい周速範囲は、ロール径が100 〜1200Φmmの範囲で、30〜150m/minである。 In this respect, a preferable peripheral speed range of the front-stage twin roll 10 and the rear-stage twin roll 11 is 30 to 150 m / min in a roll diameter range of 100 to 1200 Φmm.
(熱履歴工程)
本発明において、上記前記板状鋳塊または薄板を400 ℃以上の温度に加熱する際、あるいは上記200 ℃を超える高温から板状鋳塊または薄板を冷却する際、などは、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、成形性にとって有害なAl-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある熱履歴工程を意味する。
(Heat history process)
In the present invention, when the plate ingot or thin plate is heated to a temperature of 400 ° C. or higher, or when the plate ingot or thin plate is cooled from a high temperature exceeding 200 ° C., the Al-Mg system In the case of an aluminum alloy, which is an Al-Mg system with a high Mg content of more than 8%, it means a heat history process in which an Al-Mg intermetallic compound harmful to formability is sufficiently generated.
そして、これらの熱履歴工程は、板の成形性を向上させるためや製造効率や歩留り向上などの工程設計上、選択的に入ってくる。したがって、これらの熱履歴工程が選択的に、単独であるいは組み合わせて製造工程に入ってくる場合、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、これらの熱履歴工程毎に、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制する条件で行なうことが好ましい。以下に、このような熱履歴工程毎に、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制する条件につき説明する。 These thermal history processes are selectively entered in order to improve the formability of the plate and process design such as manufacturing efficiency and yield improvement. Therefore, when these thermal history processes enter the manufacturing process selectively or in combination, especially in Al-Mg-based aluminum alloys, which are also high-Mg Al-Mg systems exceeding 8%, these It is preferable to carry out under the condition that suppresses the generation of Al—Mg-based intermetallic compound for each heat history process. The conditions for suppressing the generation of Al—Mg-based intermetallic compounds for each such heat history process will be described below.
（鋳造直後の冷却過程）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から例えば室温まで冷却する際、板状鋳塊が200 ℃までの温度範囲において、冷却速度が小さいと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。このため、このような冷却工程を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、板状鋳塊の鋳造直後から200 ℃までの温度範囲を平均冷却速度が5 ℃/s以上にて冷却することが好ましい。
(Cooling process immediately after casting)
When the plate ingot is cooled to room temperature, for example, immediately after casting the plate ingot by the twin roll continuous casting method, if the cooling rate is low in the temperature range up to 200 ° C, an Al-Mg intermetallic compound is generated. There is enough possibility to do. For this reason, when performing such a cooling process selectively, the average cooling rate is set to a temperature range from immediately after casting the plate ingot to 200 ° C in order to suppress the generation of Al-Mg intermetallic compounds. It is preferable to cool at 5 ° C / s or more.
（均質化熱処理）
双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊を、鋳塊均質化のために、冷間圧延前に400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に、あるいは必要に応じて、均質化熱処理（均熱処理、荒焼鈍、荒鈍とも言う）しても良い。均質化熱処理するに際しては、鋳塊の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が小さいと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特にAl-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、昇温時は鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲である。
(Homogenization heat treatment)
In order to homogenize the ingot by the twin roll type continuous casting method, homogenization heat treatment (selectively or as necessary at 400 ° C or more and liquidus temperature before cold rolling) (So-called soaking, rough annealing, or roughening). In the homogenization heat treatment, if the heating rate and the cooling rate are low in the course of both the heating and cooling of the ingot, there is a possibility that an Al-Mg intermetallic compound is generated. In particular, the temperature range in which Al-Mg intermetallic compounds are highly likely to be generated ranges from 200 ° C to 400 ° C in the center of the ingot when the temperature rises, and from homogenization heat treatment temperature to 100 ° C during cooling Range.
このため、このような均質化熱処理を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、均質化熱処理温度への加熱の際に、鋳塊中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。また、均質化熱処理温度からの冷却に際して、均質化熱処理温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。 For this reason, when selectively performing such a homogenization heat treatment, the temperature of the ingot center is reduced during heating to the homogenization heat treatment temperature in order to suppress the generation of Al-Mg intermetallic compounds. The average rate of temperature rise in the range from 200 ° C to 400 ° C is preferably 5 ° C / s or more. In cooling from the homogenization heat treatment temperature, the average cooling rate in the range from the homogenization heat treatment temperature to 100 ° C. is preferably 5 ° C./s or more.
（鋳造後の冷間圧延）
本発明では、鋳造後に、オンラインでもオフラインでも熱間圧延をせずに、成形用の製品板の板厚0.5 〜3mm に圧延して、鋳造組織を加工組織化する。この加工組織化の程度は冷間圧延の圧下率にもより、鋳造組織が残留する場合もあるが、成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。
(Cold rolling after casting)
In the present invention, after casting, the cast structure is formed into a processed structure by rolling to a sheet thickness of 0.5 to 3 mm of the product plate for forming without performing hot rolling online or offline. This degree of work organization is allowed depending on the rolling reduction of the cold rolling, but the cast structure may remain, but it is allowed as long as the formability and mechanical properties are not impaired.
この際に、本発明では、前記した通り、この冷間圧延と、前記双ロールによる大圧下荷重付加との相乗効果で、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制する。このために、好ましい冷間圧延の全圧下率は5%以上である。全圧下率は5%未満では、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、前記双ロールによる大圧下荷重付加を行なっても、空隙などの鋳造欠陥を上記範囲まで抑制できない可能性が高くなる。なお、ここで言う、全圧下率とは、冷間圧延の1 パス毎の圧下率を、全パスで合計した圧下率である。 At this time, in the present invention, as described above, due to the synergistic effect of this cold rolling and the addition of the large rolling load by the twin rolls, casting defects such as voids are formed into molding characteristics such as elongation of the manufactured plate. Suppress to the extent of no influence. For this reason, the preferable total rolling reduction of cold rolling is 5% or more. If the total rolling reduction is less than 5%, especially Al-Mg-based aluminum alloys, and Al-Mg-based alloys with a high Mg content exceeding 8%, casting defects such as voids may occur even when a large rolling load is applied by the twin rolls. Is likely not to be suppressed to the above range. Here, the total reduction ratio is a reduction ratio obtained by summing the reduction ratio for each pass of cold rolling in all passes.
冷間圧延は、なお、冷間圧延の途中に、通常の条件で、中間焼鈍を施しても良いが、その場合、400 ℃以上の温度で中間焼鈍する場合には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、昇温と冷却の過程を、前記最終焼鈍と同じ条件で行なう。 In cold rolling, intermediate annealing may be performed in the middle of cold rolling under normal conditions, but in such a case, when intermediate annealing is performed at a temperature of 400 ° C or higher, the Al-Mg based metal In order to suppress the compound generation, the temperature raising and cooling processes are performed under the same conditions as in the final annealing.
この冷間圧延は、室温まで冷却してから行なっても良いが、双ロール式連続鋳造方法による板状鋳塊の鋳造直後から室温まで冷却せずに、例えば、連続して冷間圧延（あるいは温間圧延）を行なっても良い。但し、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、冷間圧延（あるいは温間圧延）開始温度が300 ℃以上の場合に、冷間圧延中に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。 This cold rolling may be performed after cooling to room temperature, but without cooling to room temperature immediately after casting of the plate ingot by the twin roll type continuous casting method, for example, cold rolling (or (Warm rolling) may be performed. However, in the case of Al-Mg aluminum alloy, especially Al-Mg with a high Mg content exceeding 8%, when the cold rolling (or warm rolling) start temperature is 300 ° C or higher, during cold rolling, Al-Mg intermetallic compounds are likely to occur.
したがって、冷間圧延（あるいは温間圧延）を、鋳造後で温度が300 ℃以上の前記板状鋳塊に対して選択的に行う場合には、冷間圧延中（あるいは温間圧延中）の板の平均冷却速度を50℃/s以上とするか、冷間圧延後（あるいは温間圧延後）の板を平均冷却速度5 ℃/s以上で冷却することが好ましい。 Therefore, when cold rolling (or warm rolling) is selectively performed on the plate ingot having a temperature of 300 ° C. or higher after casting, during cold rolling (or during warm rolling) The average cooling rate of the plate is preferably 50 ° C./s or higher, or the plate after cold rolling (or after warm rolling) is preferably cooled at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher.
（冷間圧延後の最終焼鈍）
冷間圧延後に板を400 ℃以上液相線温度以下で、選択的に最終焼鈍（溶体化処理とも言う）するに際しては、特にAl-Mg 系アルミニウム合金、それも8%を超える高MgのAl-Mg 系では、板の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が小さいと、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が十分にある。特に、Al-Mg 系金属間化合物が発生する可能性が高い温度域は、最終焼鈍温度までの昇温時は板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲、冷却時は最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲である。
(Final annealing after cold rolling)
When the final annealing (also referred to as solution treatment) is performed at 400 ° C or higher and below the liquidus temperature after cold rolling, especially when using Al-Mg based aluminum alloy, which is more than 8% high Mg Al In the -Mg system, if the heating rate and cooling rate are low during both the heating and cooling of the plate, there is a good possibility that an Al-Mg intermetallic compound is generated. In particular, the temperature range where Al-Mg-based intermetallic compounds are likely to occur is the range where the temperature at the center of the plate is 200 ° C to 400 ° C when the temperature rises to the final annealing temperature, and the final annealing temperature when cooling. To 100 ° C.
このため、このような溶体化処理を選択的に行なう際には、Al-Mg 系金属間化合物発生を抑制するために、最終焼鈍温度への加熱の際に板中心部の温度が200 ℃から400 ℃までの範囲の平均昇温速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。また、最終焼鈍温度から冷却するに際しては、最終焼鈍温度から100 ℃までの範囲の平均冷却速度を5 ℃/s以上とすることが好ましい。 For this reason, when performing such solution treatment selectively, in order to suppress the generation of Al-Mg-based intermetallic compounds, the temperature at the center of the plate is reduced from 200 ° C during heating to the final annealing temperature. It is preferable that the average heating rate in the range up to 400 ° C. is 5 ° C./s or more. Further, when cooling from the final annealing temperature, it is preferable to set the average cooling rate in the range from the final annealing temperature to 100 ° C. to 5 ° C./s or more.
これによって、各熱履歴工程におけるAl-Mg 系の金属間化合物の発生を抑制でき、Al-Fe 系、Al-Si 系などの成形性を低下させる他の金属間化合物などを含めた、金属間化合物全般をその析出状態や量を含めて抑制できる。 As a result, the generation of Al-Mg intermetallic compounds in each thermal history process can be suppressed, and other intermetallic compounds including other intermetallic compounds such as Al-Fe, Al-Si, etc. that deteriorate the formability, can be suppressed. The entire compound can be suppressed including its precipitation state and amount.
なお、Al合金冷延板は、400 ℃〜液相線温度で最終焼鈍することが好ましい。この焼鈍温度が400 ℃未満では、溶体化効果が得られない可能性が高い。 The Al alloy cold-rolled sheet is preferably finally annealed at 400 ° C. to the liquidus temperature. If this annealing temperature is less than 400 ° C., there is a high possibility that the solution effect will not be obtained.
(空隙率)
本発明では、双ロール式連続鋳造方法によって製造されたアルミニウム合金板の板組織における空隙率を、板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制する。この板の成形特性に影響の無い範囲までとは、具体的には、50倍の光学顕微鏡の板表面観察による、組織中に占める空隙の平均面積率として0.5%以下とする。
(Porosity)
In the present invention, the porosity in the plate structure of the aluminum alloy plate produced by the twin roll type continuous casting method is suppressed to a range that does not affect the forming characteristics such as elongation of the plate. The range that does not affect the molding characteristics of the plate is specifically set to 0.5% or less as an average area ratio of voids in the structure by observing the plate surface with a 50 × optical microscope.
板の組織における空隙の平均面積率が0%で、空隙が実質的に無いことが当然望ましい。しかし、実際には、前記した通り、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金など、アルミニウム合金の凝固温度範囲の広さによっては、ある程度の空隙発生が避けられない。したがって、本発明では、どの程度まで空隙を減らせば、板の伸びなどの成形特性に影響が無くなるかを検討した結果、上記空隙の平均面積率規定とした。 It is naturally desirable that the average area ratio of voids in the structure of the plate is 0% and that there are substantially no voids. However, in practice, as described above, a certain amount of voids cannot be avoided depending on the width of the solidification temperature range of the aluminum alloy, such as an Al—Mg alloy having a high Mg content exceeding 8%. Therefore, in the present invention, as a result of studying how much the air gap is reduced, there is no influence on the molding characteristics such as the elongation of the plate, the average area ratio of the air gap is defined.
(空隙率測定)
上記空隙の面積率測定は、Al合金板から採取した試料 (試験片) を機械研磨し、板中央部の断面組織を50倍の光学顕微鏡を用いて観察して行なう。そして、顕微鏡視野内を画像処理して、空隙欠陥と通常の組織とを識別した上で、視野内の識別できる空隙の合計面積を求め、視野面積に占める空隙の合計面積の割合(%) を、空隙率として求める。
(Porosity measurement)
The area ratio of the voids is measured by mechanically polishing a sample (test piece) collected from the Al alloy plate and observing the cross-sectional structure at the center of the plate using a 50 × optical microscope. Then, after image processing in the microscope visual field to identify void defects and normal tissues, the total area of voids that can be identified in the visual field is obtained, and the ratio (%) of the total area of voids in the visual field area is obtained. Calculated as the porosity.
ここで、上記空隙の平均面積率とは、板の先端部と後端部とを除く、板中央部の任意の10箇所において測定した各空隙の面積率を平均化したものを言う。 Here, the average area ratio of the voids means an average of the area ratios of the voids measured at any 10 locations in the center portion of the plate excluding the front end portion and the rear end portion of the plate.
(平均結晶粒径)
本発明において、双ロール式連続鋳造方法によって製造されたアルミニウム合金板断面の平均結晶粒径は100 μm 以下に微細化させることが、成形性を満たす条件としても、空隙を少なくするためにも好ましい。結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が100 μm を越えて粗大化した場合、成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、Al-Mg 系(5000 系)Al 合金板では、特有の、SS (ストレッチャーストレイン) マークがプレス成形時に発生する。したがって、Al-Mg 系Al合金板では、平均結晶粒径は20μm 以上とすることが好ましい。
(Average crystal grain size)
In the present invention, it is preferable to reduce the average crystal grain size of the cross section of the aluminum alloy plate produced by the twin roll type continuous casting method to 100 μm or less in order to satisfy the formability and to reduce the voids. . Formability is ensured or improved by making the crystal grain size fine or small in this range. When the crystal grain size exceeds 100 μm and becomes coarser, the moldability is remarkably lowered, and defects such as cracks and rough skin during molding are likely to occur. On the other hand, even if the average crystal grain size is too small, a unique SS (stretcher strain) mark is generated during press forming in an Al-Mg (5000) Al alloy sheet. Therefore, in the Al—Mg-based Al alloy plate, the average crystal grain size is preferably 20 μm or more.
本発明で言う結晶粒径とは板の長手(L) 方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、Al合金板から採取した試料 (試験片) を0.05〜0.1mm 機械研磨した後電解エッチングした表面を、100 倍の光学顕微鏡を用いて観察し、前記L 方向にラインインターセプト法で測定する。1 測定ライン長さは0.95mmとし、1 視野当たり各3 本で合計5 視野を観察することにより、全測定ライン長さを0.95×15mmとする。このように、板の先端部と後端部とを除く、板中央部の任意の10箇所において測定した各平均結晶粒径を、更に平均化したものを、平均結晶粒径とする。 The crystal grain size referred to in the present invention is the maximum diameter of crystal grains in the longitudinal (L) direction of the plate. The crystal grain size was determined by observing the surface of the sample (test piece) collected from the Al alloy plate after mechanical polishing of 0.05 to 0.1 mm and then electroetching using a 100 × optical microscope, and using the line intercept method in the L direction. Measure with 1 The measurement line length is 0.95mm, and the total measurement line length is 0.95 x 15mm by observing a total of 5 fields with 3 lines per field. Thus, what averaged each average crystal grain diameter measured in arbitrary 10 places of the center part of a board except the front-end | tip part and rear-end part of a board is made into an average crystal grain diameter.
(化学成分組成)
次ぎに、本発明に用いるアルミニウム合金の化学成分組成について説明する。また、以下に好ましい成分組成についても説明しておく。8%を超える高MgのAl-Mg 系の組成は、質量% で、Mg:8% を超え14% 以下、Fe:1.0% 以下、Si:0.5% 以下、Ti:0.005〜0.1%を含み、残部がAlおよび不可避的な不純物からなる化学成分組成とすることが好ましい。
(Chemical composition)
Next, the chemical component composition of the aluminum alloy used in the present invention will be described. In addition, preferable component compositions will be described below. The composition of the Al-Mg system with a high Mg content exceeding 8% includes Mg: more than 8% and 14% or less, Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less, Ti: 0.005 to 0.1%, The balance is preferably a chemical component composition composed of Al and inevitable impurities.
(Mg:8%を超え14% 以下)
MgはAl合金板の強度、延性、そして強度延性バランスを高める重要合金元素である。Mgが8%以下の含有量では、強度、延性が不足して、高MgのAl-Mg 系Al合金の特徴の強度延性バランスが出ず、成形性が不足する可能性がある。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を大きくしたり、焼鈍後の冷却速度を大きくするなどの、製造方法や条件の制御を行なっても、Al-Mg 系化合物の晶析出が多くなる。この結果、やはり成形性が著しく低下する可能性がある。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、好ましくはMgは8%を超え14% 以下の範囲とする。
(Mg: Over 8% and 14% or less)
Mg is an important alloy element that enhances the balance of strength, ductility, and strength ductility of Al alloy sheets. If the Mg content is 8% or less, the strength and ductility are insufficient, and the strength-ductility balance characteristic of high-Mg Al—Mg-based Al alloys is not achieved, and the formability may be insufficient. On the other hand, if Mg exceeds 14%, the Al-Mg system can be used even if the manufacturing method and conditions are controlled, such as increasing the cooling rate during continuous casting or increasing the cooling rate after annealing. Increased crystal precipitation of the compound. As a result, there is a possibility that the moldability is significantly lowered. In addition, the work hardening amount is increased and the cold rollability is also lowered. Therefore, Mg is preferably in the range of more than 8% and 14% or less.
(Fe:1.0%以下、Si:0.5% 以下)
FeとSiは、溶湯の溶解原料から必然的に含まれ、できるだけ少ない量に規制すべき不純物である。FeとSiは、Al-Mg-(Fe 、Si) などから成るAl-Mg 系化合物や、Al-Fe 、Al-Si 系などのAl-Mg 系以外の化合物となって多く生成する。Feの含有量が1.0%、Siの含有量が0.5%、を各々超えた場合には、これらの化合物が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する可能性が高い。この結果、成形性が著しく低下する。したがって、Feは1.0%以下、好ましくは0.5%以下、Siは0.5%以下、好ましくは0.3%以下に各々規制することが好ましい。
(Fe: 1.0% or less, Si: 0.5% or less)
Fe and Si are inevitably contained from the melting raw material of the molten metal, and are impurities that should be regulated to the smallest possible amount. Fe and Si are produced in large amounts as Al-Mg compounds composed of Al-Mg- (Fe, Si) and the like, and compounds other than Al-Mg compounds such as Al-Fe and Al-Si. When the Fe content exceeds 1.0% and the Si content exceeds 0.5%, these compounds become excessively high, and there is a high possibility that fracture toughness and formability will be greatly inhibited. As a result, moldability is significantly reduced. Therefore, it is preferable to regulate Fe to 1.0% or less, preferably 0.5% or less, and Si to 0.5% or less, preferably 0.3% or less.
(Ti:0.005 〜0.1%)
Tiは、B とともに、鋳造板 (鋳塊) 組織の微細化効果があり、これによって、鋳造板の空隙発生を抑制する効果がある。したがって、鋳造板の空隙発生を抑制するために、0.005%以上含有させる。ただ、0.1%を越えて含有すると、却って、成形性を阻害する可能性がある。このため、Tiの含有量は0.005 〜0.1%の範囲とすることが好ましい。一方B は、Tiとともに、B:0.05% 以下まで含有させて良い。
(Ti: 0.005 to 0.1%)
Ti, together with B, has the effect of refining the structure of the cast plate (ingot), thereby suppressing the generation of voids in the cast plate. Therefore, 0.005% or more is contained in order to suppress the generation of voids in the cast plate. However, if the content exceeds 0.1%, there is a possibility that formability may be hindered. For this reason, the Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.1%. On the other hand, B may be contained up to 0.05% or less together with Ti.
(その他の元素)
この他、Mn、Cu、Cr、Zr、Zn、V などは、溶湯の溶解原料から含まれやすい不純物元素であり、含有量は少ない方が良い。しかし、Mn、Cr、Zr、V には圧延板組織の微細化効果もある。また、Cu、Znには、強度を向上させる効果もある。このため、これら効果を狙って、敢えて減らさずに、含有させる場合もあり、本発明板の特性である成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、各々質量% で、Mn:0.3% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Cu:1.0% 以下、Zn:1.0% 以下、である。
(Other elements)
In addition, Mn, Cu, Cr, Zr, Zn, V and the like are impurity elements that are easily contained from the melting raw material of the molten metal, and it is better that the content is small. However, Mn, Cr, Zr and V have the effect of refining the rolled sheet structure. Cu and Zn also have the effect of improving strength. For this reason, aiming at these effects, it may be included without deliberately decreasing, and it is allowed to contain one or more of these elements within a range that does not impair the formability that is the characteristic of the plate of the present invention. . These allowable amounts are, respectively,% by mass, Mn: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Cu: 1.0% or less, Zn: 1.0% or less.
以下に本発明の実施例を説明する。シングルの(1段の) 銅製の水冷ロール鋳型を用いた双ロール連続鋳造実験装置を改造して、図1 に示す連鋳装置を製作した。即ち、上記銅製の水冷ロール鋳型を前段の双ロール10とし、これに、図1 に示すような、鋼製水冷ロール鋳型からなる圧下荷重を付与できる後段双ロール11と、強制冷却手段12としてミスト (空気と水との混合冷媒) 噴射ノズルを板状鋳塊両面に向かって一対、2 段に設けた。なお、図1 のコイラー17は設けず、板状鋳塊は平板のまま取り出すようにした。 Examples of the present invention will be described below. The twin-roll continuous casting test equipment using a single (one-stage) copper water-cooled roll mold was modified to produce the continuous casting equipment shown in Fig. 1. That is, the copper water-cooled roll mold is a front-stage twin roll 10, and as shown in FIG. (Mixed refrigerant of air and water) A pair of spray nozzles were provided in two stages toward both sides of the plate-shaped ingot. The coiler 17 in FIG. 1 was not provided, and the plate-shaped ingot was taken out as a flat plate.
このタンデム双ロール連続鋳造実験装置を用い、表1 に示す種々の化学成分組成のAl合金溶湯（Ａ〜Ｈ）を、表２に示す各板厚の板状鋳塊に鋳造し、室温に冷却した。 Using this tandem twin-roll continuous casting test apparatus, Al alloy melts (A to H) with various chemical composition shown in Table 1 are cast into plate ingots with various plate thicknesses shown in Table 2, and cooled to room temperature. did.
この際、表２に示すように、前段の双ロール10への注湯後の板状鋳塊の平均冷却速度（℃/s）、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対する圧下率（% ）を種々変化させた。 At this time, as shown in Table 2, the average cooling rate (° C./s) of the plate-shaped ingot after pouring into the twin roll 10 in the previous stage, the reduction ratio with respect to the plate thickness of the plate-shaped ingot after completion of casting ( %) Was varied.
前段の双ロール10表面の潤滑は、表2 の比較例13のみ行い、SiC およびアルミナの粉末を水に懸濁させた潤滑剤を双ロール表面に塗布して行なった。また、他の例は全て双ロール表面の潤滑無し（無潤滑）で、連続鋳造した。この際に、後段双ロール11は共通して双ロール表面の潤滑無し（無潤滑）とした。 The front surface of the twin roll 10 was lubricated only in Comparative Example 13 of Table 2, and a lubricant in which SiC and alumina powder were suspended in water was applied to the surface of the twin roll. In other examples, continuous casting was performed without lubrication of the twin roll surface (no lubrication). At this time, the latter-stage twin rolls 11 commonly did not lubricate the surface of the twin rolls (no lubrication).
これら鋳造後の板状鋳塊に、各例とも共通して同一条件で、450 ℃×1 分の均熱処理を施し、一旦室温に冷却した後に、中間焼鈍無しで、複数回のパスにて、冷間圧延して、1mm の板厚の冷延板を製造した。製造した冷延板のサイズは200mm 幅×5m長さである。そして、これら冷延板を450 ℃×0.1 分最終焼鈍して供試材とした。 These plate-shaped ingots after casting were subjected to a uniform heat treatment at 450 ° C for 1 minute under the same conditions in each example, once cooled to room temperature, and then in multiple passes without intermediate annealing. Cold rolling was performed to produce a cold-rolled sheet having a thickness of 1 mm. The size of the manufactured cold-rolled sheet is 200mm wide x 5m long. These cold-rolled sheets were subjected to final annealing at 450 ° C. for 0.1 minutes to obtain test materials.
また、各例とも共通して、上記昇温加熱工程の熱履歴時に際しては、前記した好ましい製造条件の範囲内で行なった。具体的な条件を以下に列挙する。
均質化熱処理時の200 〜400 ℃の平均昇温速度:10 ℃/s
均質化熱処理時の200 ℃までの平均冷却速度:10 ℃/s
最終焼鈍時の200 〜400 ℃の平均昇温速度: 5 〜20℃/s
最終焼鈍時の200 ℃までの平均冷却速度: 5 〜20℃/s
尚、本発明で規定した化学成分組成を満足しない合金種についても併せて参考例として示す。表2および3には発明例の欄に併せて示すが、略号1、3〜6が参考例である。
Further, in common with each example, the thermal history of the temperature raising and heating step was performed within the range of the preferable manufacturing conditions described above. Specific conditions are listed below.
Average heating rate of 200-400 ° C during homogenization heat treatment: 10 ° C / s
Average cooling rate up to 200 ° C during homogenization heat treatment: 10 ° C / s
Average heating rate of 200-400 ° C during final annealing: 5-20 ° C / s
Average cooling rate to 200 ° C during final annealing: 5-20 ° C / s
An alloy type that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention is also shown as a reference example. Tables 2 and 3 also show in the column of invention examples, but abbreviations 1, 3 to 6 are reference examples.
(空隙の面積率)
このように製造された各例の供試材アルミニウム合金板から試験片を採取し、前記した各測定方法で、板組織について、空隙の平均面積率を測定した。この結果を表３に示す。なお、各発明例試験片の平均結晶粒径を前記した測定方法で測定した結果、10μm 以下であった。
(Cavity area ratio)
A test piece was collected from the specimen aluminum alloy plate of each example manufactured as described above, and the average area ratio of voids was measured for the plate structure by the above-described measurement methods. The results are shown in Table 3. In addition, as a result of measuring the average crystal grain size of each inventive example test piece by the measurement method described above, it was 10 μm or less.
(機械的性質)
また、同じく採取した試験片 (各5 個) から、機械的性質と、強度延性バランス [引張強度(TS:MPa)×全伸び(EL:%)](MPa%) の平均値を求めた。引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
(mechanical nature)
Similarly, from the specimens (5 pieces each) collected, the average value of mechanical properties and strength ductility balance [tensile strength (TS: MPa) × total elongation (EL:%)] (MPa%) was obtained. The tensile test was performed according to JIS Z 2201, and the shape of the test piece was a JIS No. 5 test piece, and the test piece was manufactured so that the longitudinal direction of the test piece coincided with the rolling direction. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test piece was run at a constant speed until the test piece broke.
そして、実際の成形パネルとしての成形性を評価するために、前記得られたAl合金板のプレス成形性および曲げ加工性を評価した。これらの結果も表3 に示す。 And in order to evaluate the moldability as an actual molded panel, the press moldability and bending workability of the obtained Al alloy plate were evaluated. These results are also shown in Table 3.
(プレス成形性)
採取した試験片 (一辺が200mm の正方形のブランク)5枚を、中央部に一辺が60mmで、高さが30mmの角筒状の張出部と、この張出部の四周囲に平坦なフランジ部を有するハット型のパネルに、メカプレスにより張出成形した。しわ押さえ力は49kN、潤滑油は一般防錆油、成形速度は20mm/ 分の同じ条件で行った。
(Press formability)
Five test specimens (square blanks with a side of 200 mm), a rectangular tube-shaped projecting part with a side of 60 mm and a height of 30 mm in the center, and flat flanges around the four parts of the projecting part A hat-shaped panel having a portion was stretched by a mechanical press. The wrinkle holding force was 49 kN, the lubricating oil was general rust preventive oil, and the molding speed was 20 mm / min under the same conditions.
そして、5 回(5枚) のプレス成形ともに、前記張出部の四周囲や平坦なフランジ部に割れが生じなかったものを○、1 回でも前記割れが生じたものを×と評価した。 Then, in the press forming of 5 times (5 sheets), the case where no crack occurred in the four circumferences of the overhanging portion or the flat flange portion was evaluated as “◯”, and the case where the crack occurred even once was evaluated as “X”.
(曲げ加工性)
曲げ加工性は、前記採取試験片を、パネルとして、プレス成形後にフラットヘム加工されることを模擬して、常温にて、試験片に10% のストレッチを行った後、曲げ試験を行い評価した。試験片条件は、前記採取試験片を、JIS Z 2204に規定される3 号試験片 (幅30mm×長さ200mm)を用い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。曲げ試験は、JIS Z 2248に規定されるＶブロック法により、フラットヘム加工を模擬して、先端半径0.3mm 、曲げ角度60度の押金具で60度に曲げた後、更に180 度に曲げた。
(Bending workability)
Bending workability was evaluated by performing a bending test after performing 10% stretch on the test piece at room temperature, simulating that the sample specimen was flat-hem processed after press molding as a panel. . As the test specimen conditions, the sample specimen was prepared using a No. 3 test specimen (width 30 mm × length 200 mm) defined in JIS Z 2204 so that the longitudinal direction of the specimen coincided with the rolling direction. The bending test was performed by simulating flat hem processing using the V-block method specified in JIS Z 2248, bending it to 60 degrees with a clamp with a tip radius of 0.3 mm and a bending angle of 60 degrees, and then bending to 180 degrees. .
そして、曲げ試験後の曲げ部 (湾曲部) の割れの発生状況を観察し、5 回(5枚) の試験共に、曲げ部表面に割れや肌荒れなどの以上が無いものを○、1 回でも割れがあるものを×と評価した。 Then, observe the occurrence of cracks in the bent part (curved part) after the bending test. The thing with a crack was evaluated as x.
表1 〜3 の通り、発明例2、7〜12は、高MgのAl-Mg 系Al合金板例であっても、その他の合金例であっても、前段の双ロール10への注湯後の板状鋳塊の平均冷却速度50℃/s以上としている。また、後段双ロール11で、中心部まで含めて凝固が完了した板状鋳塊に対して2%以上の圧下を加えている。更に、その後の板状鋳塊の冷間圧延までの工程条件も好ましい範囲内で行なっている。 As shown in Tables 1 to 3, Invention Examples 2 and 7 to 12 are high-Mg Al-Mg-based Al alloy plate examples and other alloy examples. The average cooling rate of the later plate-shaped ingot is 50 ° C / s or more. Further, the downstream twin roll 11 applies a reduction of 2% or more to the plate-shaped ingot that has been solidified including the center. Furthermore, the process conditions until the subsequent cold rolling of the plate-shaped ingot are also performed within a preferable range.
この結果、発明例2、7〜12は、鋳造速度が比較的速い上で、平均結晶粒径が小さく、空隙率が0.5%以下であり、強度延性バランスが高く、また、成形性に優れている。 As a result, Invention Examples 2, 7 to 12 have a relatively high casting speed, a small average crystal grain size, a porosity of 0.5% or less, a high strength ductility balance, and excellent moldability. Yes.
これに対して、比較例13は、潤滑された前段の双ロール10への注湯後の板状鋳塊の平均冷却速度が40℃/sであり、平均冷却速度が50℃/s未満となって、小さ過ぎる。このため、比較例13は、成形性に劣っている。 In contrast, in Comparative Example 13, the average cooling rate of the plate ingot after pouring into the lubricated upstream twin roll 10 is 40 ° C / s, and the average cooling rate is less than 50 ° C / s. It ’s too small. For this reason, Comparative Example 13 is inferior in moldability.
比較例14は、鋳造の際の平均冷却速度が50℃/s以上である。しかし、圧下率が1%と不足し、空隙率が0.5%を越えている。したがって、成形性に劣っている。 In Comparative Example 14, the average cooling rate during casting is 50 ° C./s or more. However, the rolling reduction is insufficient at 1%, and the porosity exceeds 0.5%. Therefore, the moldability is inferior.
比較例15は、潤滑されていないが、前段の双ロール10への注湯後の板状鋳塊の平均冷却速度が30℃/sであり、平均冷却速度が50℃/s未満と小さ過ぎる。また板状鋳塊の板厚も35mmと厚いために、後段双ロール11で圧下率2%以上で圧下しても、圧下が不十分となって、空隙率が0.5%を越えている。 In Comparative Example 15, although not lubricated, the average cooling rate of the plate ingot after pouring into the twin roll 10 in the previous stage is 30 ° C./s, and the average cooling rate is less than 50 ° C./s, which is too small. . In addition, since the plate-shaped ingot is as thick as 35 mm, even if the subsequent twin rolls 11 are rolled at a rolling reduction of 2% or more, the rolling is insufficient and the porosity exceeds 0.5%.
比較例16は、鋳造の際の平均冷却速度が50℃/s以上であり、圧下率も2%以上である。しかし、比較例15と同じく板状鋳塊板厚が35mmと厚いにもかかわらず、強制冷却手段１２を使用していないために、後段双ロール11では、中心部が未凝固の状態で圧下されたものと推測される。このため、空隙率が0.5%を越えており、成形性も低い。 In Comparative Example 16, the average cooling rate during casting is 50 ° C./s or more, and the rolling reduction is 2% or more. However, even though the plate-like ingot thickness is 35 mm as in the comparative example 15, the forced cooling means 12 is not used, so the rear twin roll 11 is rolled down in an unsolidified state. Presumed to have been. For this reason, the porosity exceeds 0.5% and the moldability is low.
したがって。これらの結果から、双ロールを連続鋳造ラインに対して２段に配置し、注湯されたアルミニウム合金溶湯を、前段の双ロールにより、平均冷却速度を50℃/s以上として冷却し、次いで、中心部を含めて凝固状態にある板状鋳塊に対して、後段の双ロールによって圧下率を2%以上加えつつ鋳造することの臨界的な意義が分かる。 Therefore. From these results, twin rolls were arranged in two stages with respect to the continuous casting line, and the poured aluminum alloy melt was cooled at an average cooling rate of 50 ° C./s or more with the previous twin roll, It can be seen that the critical significance of casting a plate-like ingot including the center part while adding a reduction ratio of 2% or more by a subsequent twin roll is found.
以上説明したように、本発明によれば、双ロールのタンデム化によって、鋳造速度を速く、生産効率を高めることができる。また、8%を超える高MgのAl-Mg 系合金を含めたアルミニウム合金の、板の材質特性としての、伸びや強度延性バランスを向上させることができ、成形性を向上させることができる。この結果、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品などの、成形性が要求されるアルミニウム合金板用途への適用を拡大できる。 As described above, according to the present invention, the casting speed can be increased and the production efficiency can be increased by tandemizing the twin rolls. Further, the balance of elongation and strength ductility as the material properties of the plate of the aluminum alloy including the high-Mg Al-Mg alloy exceeding 8% can be improved, and the formability can be improved. As a result, it can be applied to aluminum alloy plate applications that require formability, such as automobiles, ships, airplanes, vehicles, and other transport equipment, machines, electrical products, architecture, structures, optical equipment, and members and parts of equipment. Can be expanded.
１、２、３：鋳塊、４：鋳塊コイル、５：溶湯、
１０：前段双ロール、１１：後段双ロール、１２：強制冷却手段、
１３：タンディッシュ、１４：堰、１５：ピンチロール、１６：ガイドロール、１７：コイラー、１８：注湯ノズル
1, 2, 3: Ingot, 4: Ingot coil, 5: Molten metal,
10: front twin roll, 11: rear twin roll, 12: forced cooling means,
13: tundish, 14: weir, 15: pinch roll, 16: guide roll, 17: coiler, 18: pouring nozzle
Claims (4)
双ロールを連続鋳造ラインに対して２段以上配置し、
注湯されたアルミニウム合金溶湯を、前段の双ロールにより、平均冷却速度を50℃/s以上として冷却して、板状鋳塊として凝固せしめ、
次いで、中心部を含めて凝固が完了した状態にある板状鋳塊に対し、後段の双ロールによって、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延するとともに、その板状鋳塊の冷却を促進し、
その後冷間圧延されたアルミニウム合金板の空隙率を、50倍の光学顕微鏡の板断面観察による組織中に占める空隙の平均面積率として、0.5%以下とすることを特徴とする
成形用アルミニウム合金板の製造方法。 By the twin-roll continuous casting method, an Al-Mg aluminum alloy plate ingot having a plate thickness of 30 mm or less and containing more than 8% and 14% by mass of Mg is obtained. In the method for producing an aluminum alloy sheet by hot rolling,
Two or more twin rolls are placed on the continuous casting line,
The poured aluminum alloy melt is cooled by the twin rolls in the previous stage at an average cooling rate of 50 ° C / s or more, and solidified as a plate ingot,
Next, for the plate-shaped ingot that has been solidified including the center, a total of a reduction rate of 2% or more with respect to the plate thickness of the plate-shaped ingot after completion of casting by the subsequent twin rolls. While rolling , promote the cooling of the plate ingot,
Thereafter, the porosity of the cold-rolled aluminum alloy sheet is set to 0.5% or less as an average area ratio of voids in the structure by observation of the cross section of the optical microscope at a magnification of 50 times. Manufacturing method.
連続鋳造ラインに対して双ロールを２段以上直列に配置し、
前段の双ロールにおける、注湯手段から注湯されたアルミニウム合金溶湯の冷却能を平均冷却速度で50℃/s以上とするとともに、
後段の双ロールにおける、前段の双ロールから供給された板状鋳塊に対し、鋳造完了後の板状鋳塊の板厚に対して合計で２% 以上の圧下率で圧延し、且つ、その板状鋳塊の冷却を促進する能力を付与したことを特徴とする成形用アルミニウム合金の連続鋳造装置。 An aluminum alloy twin-roll continuous casting apparatus used in the manufacturing method according to claim 1 or 2,
Two or more twin rolls are placed in series with the continuous casting line,
In the first stage twin roll, the cooling capacity of the molten aluminum alloy poured from the pouring means is set to an average cooling rate of 50 ° C./s or more,
In the subsequent twin roll, the plate ingot supplied from the previous twin roll is rolled at a reduction ratio of 2% or more in total with respect to the thickness of the plate ingot after completion of casting , and A continuous casting apparatus for forming aluminum alloy, which is provided with an ability to promote cooling of a plate-shaped ingot .
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