JP6481052B2 - 高強度かつ容易に成形可能なＡｌＭｇストリップおよび同を製造するための方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金からアルミニウムストリップまたは薄板を製造するための方法ならびにアルミニウム合金ストリップまたは薄板とその使用とに関する。

圧延アルミニウム合金薄板は、鋼からなる同等なソリューションと比べて低い重量を有することができるので、現在の自動車軽量構造概念においてますます重要な役割を担っている。高い応力を受ける車両コンポーネントにおいて強度、たとえば降伏強度Ｒ_ｐ０．２および引張強度Ｒ_ｍは、これによって車両コンポーネント用のそれぞれのアルミニウム薄板の厚さが、したがって車両コンポーネントの重量も、決定されるので、第一義的な役割を担う。車両コンポーネント、たとえばいわゆる「ボディー・イン・ホワイト（Body in White）」の部品（ＢＩＷコンポーネント）は、多くの場合複雑に成形された幾何形状を必要とし、そのため複雑な幾何形状を提供するための良好な成形挙動は、車両コンポーネントとしてのアルミニウム合金薄板の使用のためのさらに別の非常に重要な要件を構成する。アルミニウム合金薄板の腐食挙動は、全般的にすでに非常に良好であるが、ＡＡ６ＸＸＸクラス析出硬化性アルミニウム合金の場合とＡＡ５ＸＸＸクラス非析出硬化性合金の場合との両方において粒界腐食が考慮されなければならない。それがコンポーネントの不良につながることがあるからである。

今まで、高い応力を受ける車両コンポーネントは、好ましくはＡＡ６ＸＸＸクラス析出硬化性Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金からなるアルミニウム薄板から製造されている。このクラスのアルミニウム合金薄板は、Ｔ４溶体焼鈍状態において成形され、続いてＴ６状態においてより高い最終強度を得るために人工時効処理に付される。この複雑化した製造プロセスは、特に、Ｔ４状態において薄板を加工するためおよびＴ６状態を得るために薄板を人工時効処理するために必要な物流努力の所為もあり、より高い製造コストという結果となる。今まで、ＡＡ５ＸＸＸ型非析出硬化性アルミニウム合金からなるコンポーネントは、軟化焼鈍されたアルミニウム合金薄板を成形することによって製造された。しかし、これによる不利は、これらの薄板が、強度の増加、特に高い変形度の区域における降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加だけを示すことである。対照的に、成形されていない区域は、軟状態のままである。このことから、車両コンポーネントの薄板厚さは、成形部品の軟らかな区域を考慮して対応して選ばれなければならないので、経済的にはコスト効率よく製造可能な非析出硬化性アルミニウム合金からなる車両コンポーネントの場合における軽量構造の潜在力が、今まで十分に利用できていなかった。

３重量％を超える、特に４重量％を超えるＭｇ含有率を有するＡＡ５ＸＸＸ型Ａｌ−Ｍｇ合金は、たとえば増加した温度に曝露された場合に次第に粒界腐食を起こしやすくなる。７０℃〜２００℃の温度で粒界に沿ってβ−Ａｌ_５Ｍｇ_３相が析出し、これはβ粒子と呼ばれ、腐食性媒質が存在すると選択的に溶解することがある。このことは、自動車のコンポーネント、特に通常は陰極ディップ・コーティング（ＣＤＣ）に付され、続いて焼込プロセスにおいて乾燥される、自動車のいわゆる「ボディー・イン・ホワイト」のコンポーネントにもあてはまる。標準的なアルミニウム合金ストリップの場合、この焼込プロセスによって粒界腐食に関する鋭敏化がすでに引き起こされることがある。さらに、自動車産業における使用のために、コンポーネントの製造時の成形操作とその後のコンポーネントへの操作荷重が考慮されなければならない。

粒界腐食の起こりやすさは通常、試料が硝酸に曝露され、アルミニウム薄板の質量損失が測定されるＡＳＴＭ Ｇ６７による標準試験において試験される。本出願においては、ＡＳＴＭ Ｇ６７による標準試験を用いて１３０℃の温度における１７時間の事前の鋭敏化熱処理により適用事例におけるコンポーネントへの対応熱応力がシミュレーションされる。ＡＳＴＭ Ｇ６７によると、粒界腐食に抵抗性でない材料の場合における質量損失は、１５ｍｇ／ｃｍ^２を超える。

本出願人による特許文献１は、粒界腐食に抵抗性である自動車コンポーネント用の軟化焼鈍アルミニウム合金薄板の製造を開示している。ここで開示されているアルミニウム合金薄板は、良好な引張強度Ｒ_ｍと均一伸びＡ_ｇについての卓越した値とを粒界腐食に対する良好な抵抗性とともに示すが、塑性変形に対する薄板の抵抗性についての測定を表す降伏強度Ｒ_ｐ０．２についての値が薄板厚さの顕著な低下、ひいては車両コンポーネントの製造におけるさらなる軽量化を得るには低すぎる。本特許出願に関して、車両コンポーネントは、「ボディー・イン・ホワイト」（ＢＩＷ）のコンポーネントとも呼ばれる、自動車の内部構造の成形薄板ならびに車両本体のシャーシ・コンポーネントおよび部品と理解される。

非析出硬化性アルミニウム合金からなり、高い応力を受ける車両コンポーネント用の薄板部品の製造は、特許文献２から公知である。最高２５０℃の温度での熱間成形プロセスにおいて歪み硬化および逆焼鈍されたアルミニウム合金薄板を成形することが提案されている。特定のアルミニウム合金組成物またはアルミニウム合金薄板用の製造プロセスについての詳細は、先に挙げた特許文献２から知られていない。さらに、歪み硬化および逆焼鈍されたアルミニウム合金ストリップの特定の機械的性質についての情報は、先に挙げた特許文献２に開示されていない。

以上に基づき、したがって、車両コンポーネント、特にＢＩＷコンポーネント用の成形部品を容易に製造することができ、さらなる軽量化を得ることができるアルミニウム合金ストリップまたは薄板を、非析出硬化性アルミニウム合金から製造するための方法を提供することが本発明の目的である。さらに、本発明は、自動車において高い軽量化潜在力を有することに加えてコスト効率よく製造することができる、析出硬化性アルミニウム合金からなるアルミニウム合金ストリップまたは薄板を提案するという目的に基づいている。最後に、アルミニウム合金ストリップの有利な使用も提案される。

国際公開第２０１４／０２９８５３（Ａ１）号 独国特許出願公開第１０ ２００９ ００８ ２８２（Ａ１）号

本発明の第１の教示によれば、前記目的は、以下の重量％の合金化成分、
３．６％≦Ｍｇ≦６％、
Ｓｉ≦０．４％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．１５％、
０．１％≦Ｍｎ≦０．４％、
Ｃｒ＜０．０５％、
Ｚｎ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．２０％、
を有し、残りはＡｌと、個別で最大０．０５重量％、全体で最大０．１５重量％の不可避の不純物とであるアルミニウム合金からアルミニウムストリップまたは薄板を製造するための方法であって、
この方法は、以下のステップ、
− 指定されたアルミニウム合金からなる圧延インゴットを鋳造するステップと、
− 圧延インゴットを４８０℃から５５０℃で少なくとも０．５時間均一化するステップと、
− 圧延インゴットを２８０℃から５００℃の温度で熱間圧延して熱延ストリップとするステップと、
− 熱間圧延後のアルミニウム合金ストリップを最終中間焼鈍の直前の圧延度１０％から４５％で冷間圧延するステップと、
− 冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップに対して、冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップが中間焼鈍後に再結晶した微細構造を有するように、少なくとも最後の中間焼鈍を３００℃から５００℃で行うステップと、
− 中間焼鈍されたアルミニウム合金ストリップを３０％から６０％の圧延度で最終厚さに冷間圧延するステップと、
− アルミニウム合金ストリップをコイルとして最終厚さで逆焼鈍するステップであって、１９０℃〜２５０℃の金属温度で少なくとも０．５時間、アルミニウム合金ストリップを焼鈍し、アルミニウム合金ストリップの微細構造中の回復プロセスにより成形特性の改善をもたらす、逆焼鈍するステップと、
を含む方法によって実現される。

次に、さらなる加工において、薄板をアルミニウム合金ストリップの長さに切ることができる。本発明によって用いられるアルミニウム合金の３．６重量％から６重量％、好ましくは４．２重量％から６重量％、特に好ましくは４．２重量％から５．２重量％というマグネシウム含有率は、良好な成形特性を有するアルミニウム合金が、同時に高い強度値、特に降伏強度値Ｒ_ｐ０．２および引張強度値Ｒ_ｍを実現する事実に寄与している。望ましくない時効硬化およびＳｉの析出の影響は、Ｓｉ含有率を最大０．４重量％に制限することによって軽減される。Ｆｅ含有率は、アルミニウム合金の特性が悪影響を受けないように、最大０．５重量％に制限されるべきである。これは、最大０．１５重量％に制限されるべきである。銅含有率にもあてはまるマンガンは、強度の増加という結果を生じ、粒界腐食に対する抵抗性の改善という結果も生じる。しかし、マンガン含有率は、制限されなければならない。さもないと逆焼鈍されたアルミニウム合金ストリップの成形特性が悪影響を受けるからである。さらに、最後の中間焼鈍時の高すぎるＭｎ含有率は、２０μｍ未満の平均結晶粒直径という結果を生じる。この理由で、Ｍｎ含有率は、０．１重量％から０．４重量％であるべきである。クロムは、最小量でもすでに成形特性、たとえば均一伸びＡ_ｇまたは破断後面積減少百分率Ｚを減少させる結果を生じ、そのため成形特性が悪化する。さらに、Ｃｒも中間焼鈍後の小さな結晶粒サイズという結果を生じる。この点で、クロム含有率は、０．０５重量％未満、好ましくは０．０１重量％未満の値に制限されるべきである。ここで個別に挙げられていないＺｒについても普通、合金に加えられなければならないので、原則として同じことがあてはまる。亜鉛は、アルミニウム合金ストリップの腐食抵抗性に対して負の影響を及ぼすことが可能であり、したがって０．２重量％に限定されるべきであるチタンは、通常、結晶粒微細化剤として、アルミニウム合金の連続鋳造時にたとえばＴｉホウ化物ワイヤまたはロッドの形で加えられる。しかし、過剰なＴｉ含有率は、再び成形特性に負の影響を及ぼし、そのため最大０．２０重量％というＴｉ含有率への制限が望ましい。

圧延インゴットを４８０℃から５５０℃で少なくとも０．５時間鋳造および均一化することによって、非常に均一な合金化成分の分布を有する熱間圧延用の圧延インゴットが提供されることができる。２８０℃から５００℃の温度範囲での熱間圧延によって、熱間圧延の終りに均一な再結晶した熱延ストリップが提供される。最後の中間焼鈍前に、アルミニウム合金ストリップの冷間圧延時の圧延度は、最後の中間焼鈍前の圧延度が中間焼鈍時に再結晶時の結晶粒構造の形成に決定的に影響を及ぼすので、本発明によれば１０％から４５％である。圧延度が高すぎる場合、３００℃から５００℃の温度での最後の中間焼鈍時の再結晶時に、２０μｍ未満の平均結晶粒直径、すなわち平均結晶粒サイズを有する比較的細かな微細構造が製造される。しかし、減少した結晶粒直径は、アルミニウム合金ストリップの腐食挙動に対して負の影響を及ぼす。中間焼鈍前の冷間圧延時の１０％から４５％の低い圧延度では、最後の中間焼鈍時に本発明による組成物で２０μｍを超える平均結晶粒直径が製造され、このことはアルミニウム合金ストリップの腐食抵抗性に良い方向に影響を及ぼす。そのような中間焼鈍は、最終厚さへの圧延度３０％から６０％で行われる最後の冷間圧延ステップに再結晶した微細構造が提供されることを可能にする。最終圧延度は、軟化焼鈍された変化形と異なり、所望の利用のために歪み硬化によって製造されるアルミニウム合金ストリップの降伏強度を、たとえば後続の最終焼鈍後に１９０ＭＰａを超える降伏強度に、連続的に増加させることを可能にする。１９０℃から２５０℃の金属温度で少なくとも０．５時間のコイル形のアルミニウム合金ストリップの最終逆焼鈍は、アルミニウム合金ストリップの微細構造中の回復プロセスにより成形特性、特に均一伸びＡ_ｇおよび破断後面積減少百分率Ｚの改善という結果を生じる。しかし、軟質状態と比べて高い降伏強度Ｒ_ｐ０．２が、少なくとも大部分維持される。この製造方法では、それによって、一方ではたとえば車両コンポーネントに容易に成形することができ、他方では未成形区域において高い降伏強度を提供するアルミニウム合金ストリップが提供されることができる。製造されたアルミニウム合金ストリップは、同時に、粒界腐食に抵抗性でもあり、簡単な製造プロセスの所為で従来用いられているＡＡ６ＸＸＸ合金ストリップよりコスト効率がよい。

本発明による方法の第１の実施態様によって、最後の中間焼鈍の前の冷間圧延時の圧延度が２０％から３０％に制限された場合、最後の中間焼鈍の後にアルミニウム合金ストリップ中により大きな結晶粒直径が提供され、したがって、逆焼鈍されたアルミニウム合金ストリップにおける粒界腐食への抵抗性が改善される。

本方法の次の実施態様によれば、最後の中間焼鈍の後の最終厚さへの冷間圧延時の圧延度が４０％から６０％であった場合、降伏強度Ｒ_ｐ０．２は、成形特性、たとえば均一伸びＡ_ｇまたは破断後面積減少百分率Ｚが悪影響を受けることなく、２００ＭＰａを上回る値に設定されることができる。

すでに前に説明されているように、本発明による方法は、アルミニウム合金ストリップおよび薄板が車両コンポーネント、たとえばボディー・イン・ホワイト（ＢＩＷ）コンポーネントへの成形に提供されることを可能にする。本方法のさらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップが０．５ｍｍから５．０ｍｍの厚さに、好ましくは１．０ｍｍから３．０ｍｍの最終厚さに冷間圧延された場合、車両コンポーネント用の成形部品が非析出硬化性アルミニウム合金から製造されることができ、そのことが、自動車工学における軽量化の潜在力をコスト効率のよい方法で実現することができる。

本方法のさらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップの逆焼鈍時の温度は、２２０℃から２４０℃である。逆焼鈍時により高い温度を選ぶことにより、回復プロセスを通じて均一伸びＡ_ｇおよび破断後面積減少百分率Ｚの増加を有するアルミニウム合金ストリップの成形性が、プロセス信頼性のある方法で提供される。２２０℃から２４０℃という高い逆焼鈍温度も、なんらかの操作中の熱応力の場合に、本発明によるアルミニウム合金ストリップから製造されたコンポーネントの改善された長期安定度という結果を生じる。

本発明の第２の教示によれば、上記目的は、好ましくは本発明による方法を用いて製造され、以下の合金化成分、
３．６％≦Ｍｇ≦６％、
Ｓｉ≦０．４％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．１５％、
０．１％≦Ｍｎ≦０．４％、
Ｃｒ＜０．０５％、
Ｚｎ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．２０％、
を有し、残りはＡｌと、個別で最大０．０５重量％、全体で最大０．１５重量％の不可避の不純物とであるアルミニウム合金であって、
アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、
１９０ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２と、
少なくとも１４％の均一伸びＡ_ｇと、
５０％を超える破断後面積減少百分率Ｚと、
ＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験において１３０℃で１７時間の事前の鋭敏化熱処理の後に１５ｍｇ／ｃｍ^２未満の質量損失と、
を有するアルミニウム合金からなる、冷間圧延および逆焼鈍されたアルミニウム合金ストリップまたは薄板によって実現される。

１９０ＭＰａを超える降伏強度を有し、少なくとも１４％の均一伸びＡ_ｇおよび５０％を超える破断後百分率面積減少Ｚを有すると同時に、１３０℃で１７時間の事前の鋭敏化熱処理後に１５ｍｇ／ｃｍ^２未満の質量損失を有するＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験における抵抗性を有する、上記で特定されたアルミニウム合金組成をアルミニウム合金ストリップまたは薄板に提供すると、今まで析出硬化性材料、特にＡＡ６ＸＸＸ型アルミニウム合金からなるアルミニウム合金ストリップに留保されたさらなる利用可能性を、非析出硬化性アルミニウム合金ストリップにもたらすことが明らかになっている。所定のアルミニウム合金組成を用いると、１９０ＭＰａ超から３００ＭＰａの降伏強度Ｒ_ｐ０．２と１４％から１８％の均一伸びＡ_ｇおよび５０％超から７０％の破断後百分率面積減少Ｚとを上記の腐食抵抗とともに得ることができると予想される。後で示される例示的実施態様は、１９０ＭＰａを超え、最大２７０ＭＰａの降伏強度Ｒ_ｐ０．２を有する一方で、最大１６．６％の均一伸びＡ_ｇおよび最大６２％の破断後百分率面積減少Ｚに起因して良好な成形挙動を保持するとともに粒界腐食への抵抗性が存在する、本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板を示している。予想値によれば、降伏強度値は、得られた均一伸びＡ_ｇおよび破断後百分率面積減少Ｚの値と逆に挙動する。これらの特定のアルミニウム合金ストリップは、それによってさらなる利用可能性、特に、車両コンポーネント、特にＢＩＷコンポーネントを製造するためのコスト効率よく製造可能なアルミニウム合金ストリップおよび薄板を提供する可能性をもたらす。

本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板のさらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップまたは薄板のＭｇ含有率が４．２重量％から６重量％、好ましくは４．２重量％から５．２重量％の場合、最後の冷間圧延後の最大の降伏強度をアルミニウム合金ストリップまたは薄板に提供することができる。

本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板のさらに別の実施態様によれば、Ｍｎ含有率が０．１重量％から０．３重量％に制限されれば、アルミニウム合金ストリップまたは薄板の強度および腐食抵抗性へのマンガンの正の効果にもかかわらず、同時に良好な成形特性、すなわち均一伸びＡ_ｇおよび破断後百分率面積減少Ｚについて非常にプロセス信頼性のある方法で高い値を得ることができる。さらに、これらのＭｎ含有率では、最後の中間焼鈍時に、アルミニウム合金ストリップまたは薄板の腐食抵抗性に良好に影響を及ぼす、２０μｍを超える平均結晶粒直径をプロセス信頼性のある方法で設定することができる。

前にも説明したように、クロム含有率は、非常に小さな濃度でも成形挙動との関係でアルミニウム合金の特性に悪影響を及ぼし、最後の中間焼鈍の後の結晶粒サイズを制限し、そのため、アルミニウム合金ストリップまたは薄板のさらに別の実施態様によれば、クロム含有率は、０．０１重量％未満に制限される。これは、ジルコニウムおよびスカンジウムについても同様にあてはまるが、ジルコニウムおよびスカンジウムは、あったとしてもアルミニウム合金中に痕跡量しか存在しない。

さらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップまたは薄板が、合金化成分の割合について以下の制約、
Ｓｉ≦０．２重量％、
Ｆｅ≦０．３５重量％、または
Ｚｎ≦０．０１重量％、
の１つ以上を有する場合、アルミニウム合金ストリップまたは薄板の特性に対する前記合金化成分の負の影響は、除外することができる。

本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板のさらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、以下の特性、
− ２００ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２、
− 少なくとも１５％の均一伸びＡ_ｇ、
− 少なくとも５５％の破断後百分率面積減少Ｚ、または
− ＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験において１３０℃で１７時間の事前の鋭敏化熱処理後に１０ｍｇ／ｃｍ^２未満の質量損失、
の１つ以上を有する。

降伏強度、均一伸び、破断後百分率面積減少および腐食試験における挙動といった特定の特性を設定することによって、アルミニウム合金ストリップはさらに、種々の分野の利用に適応されるように製造することができる。たとえば、２００ＭＰａを超えるより高い降伏強度は、アルミニウム合金ストリップの最終厚さの低下、ひいてはそれから製造される成形部品、たとえば車両コンポーネントのさらなる重量の低下を可能にすることができる。少なくとも１５％への均一伸びの増加および少なくとも５５％への破断後百分率面積減少の増加は、本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板がより複雑な成形プロセスにおいて用いられることが可能であるという結果を生じ、たとえば複雑に設計された成形部品が少ない成形ステップで製造されることができる。ＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験における粒界腐食に対する腐食抵抗性の向上は、粒界腐食に起因する不良に対するアルミニウム合金ストリップから製造された成形部品の信頼性を向上させる。

さらに別の実施態様によれば、アルミニウム合金ストリップまたは薄板が０．５ｍｍから５．０ｍｍ、好ましくは１．０ｍｍから３．０ｍｍの厚さを有する場合、ＡＡ６ＸＸＸ型析出硬化性アルミニウム合金からなる成形部品と同様な特性を有する成形部品がアルミニウム合金ストリップから製造されることができる。

この実施態様によれば、特に１．０ｍｍから３．０ｍｍの厚さ範囲のアルミニウム合金ストリップまたは薄板は、これまでに用いられた軟化焼鈍された変種と比べて大幅に向上した降伏強度に起因して、顕著に増加した分野の利用を可能にする。

最後に、上記の目的は、自動車の構造部品または車両コンポーネント、特にＢＩＷコンポーネントの製造のための、本発明によるアルミニウム合金ストリップまたは薄板の使用によっても実現される。本発明によるアルミニウム合金ストリップは、非常に高度の変形を受けることができるが、同時にアルミニウム合金ストリップまたは薄板の材料厚さを小さくするために高い降伏強度を提供し、それでもＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験において非常に良好な腐食挙動を有する成形部品が対応する使用のために製造されることを可能にするからである。

本発明は、下記において例示的実施態様を図とともに用いてより詳細に説明される。

アルミニウム合金ストリップを製造するための方法の例示的実施態様の方法ステップの概略図を示す。 アルミニウム合金ストリップの有利な使用の例示的実施態様の概略透視図である。

図１は、まず、概略図において、本発明によるアルミニウム合金に基づくアルミニウムストリップを製造するための例示的実施態様の方法ステップを示す。まず、ステップ１において、以下の合金成分、
３．６重量％≦Ｍｇ≦６重量％、
Ｓｉ≦０．４重量％、
Ｆｅ≦０．５重量％、
Ｃｕ≦０．１５重量％、
０．１重量％≦Ｍｎ≦０．４重量％、
Ｃｒ＜０．０５重量％、
Ｚｎ≦０．２０重量％、
Ｔｉ≦０．２０重量％、
を有し、残りはＡｌと、個別で最大０．０５重量％、全体で最大０．１５重量％の不可避の不純物とであるアルミニウム合金からなる圧延インゴットが鋳造される。

圧延インゴットは、ステップ２により、４８０℃から５５０℃の温度で少なくとも０．５時間均一化される。続いて、ステップ３において、圧延インゴットは、２８０℃から５００℃の温度で熱間圧延されて熱延ストリップとされる。ステップ５による最後の中間焼鈍の前に、アルミニウム合金ストリップは、ステップ４により、１０％から４５％の圧延度で冷間圧延される。圧延度を１０％から４５％に限定することは、ステップ５による続く中間焼鈍時に、再結晶によって２０μｍを超える平均結晶粒サイズを得ることができることを意味する。冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップの最後の中間焼鈍を３００℃から５００℃で行うことは、２０μｍを超える結晶粒サイズを有する再結晶した微細構造を最終冷間圧延ステップ６に提供する。ステップ４およびステップ５は、必要なら、求められる場合により薄い最終薄板厚さを得るために、繰り返すことができる。再結晶した微細構造にステップ６による冷間圧延によって最終厚さへの圧延度３０％から６０％で歪み硬化が導入され、これが降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加につながる。冷間圧延された微細構造は、ステップ７による逆焼鈍による回復を受け、そのため、特に均一伸びＡ_ｇおよび破断後百分率面積減少Ｚが再びより高い値を取り、良好な成形挙動が設定される。最後の冷間圧延時に得られた降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加は、逆焼鈍の後の温度の選択に起因して少なくとも部分的に維持され、そのため、１９０ＭＰａを超える降伏強度を有するアルミニウム合金ストリップを提供することができる。１４％を超える均一伸びＡ_ｇのための伸びの値および５０％を超える破断時百分率面積減少Ｚのための値により、製造されたアルミニウム合金ストリップおよびそれから製造された薄板も、複雑な成形操作に付すことができる。

図１に例示される追加のステップ８において、アルミニウム合金ストリップから薄板が切断され、薄板は、成形操作において続いて成形部品、たとえば自動車の「ボディー・イン・ホワイト」の車両コンポーネント、いわゆるＢＩＷコンポーネントに成形される。ＢＩＷコンポーネントは、多くの場合、複雑な幾何形状を有し、したがってそれらが製造される元のストリップまたは薄板の高い成形性を必要とする。顕著な軽量化を実現するために、アルミニウム合金からなるＢＩＷコンポーネントも、対応して狭い薄板厚さを必要とし、このことは、用いられるアルミニウム合金ストリップまたは薄板の高い強度および降伏強度を必要とする。本発明によるアルミニウム合金ストリップおよびそれらから製造される薄板は、試験が示すようにこの要件ならびに必要な腐食抵抗性を満たす。したがって、車両コンポーネント、特にＢＩＷコンポーネントが本発明によるアルミニウム合金ストリップから製造される場合、コンポーネントは、ＡＡ６ＸＸＸ材料からなる従来のコンポーネントよりコスト効率よく提供されることができる。

図２ａ、図２ｂは、本発明によって製造されるアルミニウム合金ストリップの利用分野を、図２ａによる車両構造のさまざまな薄板、またはたとえば概略的に例示される図２ｂによる車両ドアの内部部品の形で、概略的に示す。自動車における非析出硬化性の、すなわち本発明による自然に硬いアルミニウム合金ストリップおよび薄板のためのさらなる利用可能性が、本発明によるアルミニウム合金ストリップの良好な腐食挙動の結果としてもたらされる。

種々のアルミニウム合金組成物から圧延インゴットが鋳造され、４８０℃から５５０℃で少なくとも０．５時間の均一化に付され、２８０℃から５００℃で熱間圧延されて熱延ストリップとされ、続いて最後の中間焼鈍の前後の冷間圧延時にさまざまな条件に付された。表１は、全部で７種類の異なる合金組成物を示す。１２の試験において、７種の異なる合金に加えて、最後の中間焼鈍の前後の冷間圧延のために種々のパラメータが用いられた。熱延ストリップの完了まで、製造された試験ストリップは、異なる熱延ストリップ厚さおよび異なるアルミニウム合金を除いて異ならなかった。

表１において、０．０１重量％未満であったその他の不純物は、例示実施態様中に記載されていない。残りの内容物は、アルミニウムからなっていた。

さらに、表１において、本発明によって提供される範囲の外にある合金化成分は、下線を引かれている。試験番号１、２、９は、Ｍｇ、ＭｎまたはＣｒ含有率が本発明による範囲の外にあるアルミニウム合金を含んでいた。比較例１において、Ｍｇ含有率が低すぎ、ＭｎおよびＣｒの含有率が高すぎる。比較例２も、Ｃｒについて高すぎる値およびＭｎについてわずかに増加した値を含んでいる。比較例９は、再び、ＭｎおよびＣｒについて顕著に高すぎる値を有する。

種々のアルミニウム合金から提供された熱延ストリップは、次に、最後の中間焼鈍の前後の冷間圧延において表２の仕様により冷間圧延された。逆焼鈍温度は、すべての試験で２４０℃であった。逆焼鈍は、コイルの形で行われ、逆焼鈍温度の金属温度が少なくとも０．５時間維持された。表２において、大体０．７ｍｍから１．７ｍｍの間の最終厚さａ_０も指定されている。

表２において、本発明による範囲の外にある圧延度は、下線が引かれている。比較例１、６は、高すぎる中間焼鈍の前の圧延度を有するが、比較例３は、低すぎる中間焼鈍の後の最終圧延度を有する。

すべての試験において、中間焼鈍後に平均結晶粒サイズ、すなわち平均結晶粒直径が測定された。この目的で、ストリップの試料が採取され、縦断面がバーカー（Barker）法によって陽極処理された。試料は、ＡＳＴＭ Ｅ１３８２に従って顕微鏡下で測定され、平均結晶粒サイズは平均結晶粒直径によって決定された。

ストリップが製造された後に、試料が採取され、ＥＮ １０００２−１またはＩＳＯ ６８９２にそれぞれ従って機械特性、たとえば降伏強度Ｒ_ｐ０．２、引張強度Ｒ_ｍ、均一伸びＡ_ｇ、破断時伸びＡ_８０ｍｍおよび破断後百分率面積減少Ｚが測定された。決定された平均結晶粒サイズまたは平均結晶粒直径に加えて、表３にすべての値がそれぞれ記録されている。表３はさらに、試料が事前に１３０℃で１７時間のシミュレーションされた熱応力に付された、ＡＳＴＭ Ｇ６７（ＮＡＭＬＴ）による腐食試験における質量損失の値も示している。

本発明によるアルミニウム合金ストリップについて請求されている値の外にある機械特性は、再び下線を引かれている。

比較例１、２は、成形性に関する結果に対する合金組成の影響を明確に示している。顕著に増加したＭｎ含有率を有する比較例１において、たとえば均一伸びＡ_ｇは、１０．６％に低下している。比較例１における不十分なＭｇ含有率も、大きな伸び率の値に不利に作用している。

他方、増加したＣｒ含有率とわずかに過剰のＭｎ含有率とを有する比較例２は、５０％を下回る破断後百分率面積減少値Ｚを示し、悪化した成形挙動を示している。破断後百分率面積減少Ｚは、すなわち大きな成形操作の場合に破断なく断面積の減少によって成形のための材料を提供する材料の性質を表している。より高いＭｎ含有率またはＣｒ含有率に起因して、１０μｍまたは１５μｍの平均結晶粒サイズは、これらの試料の腐食特性に対して負の影響を及ぼしていない。

本発明による例示実施様態である比較例３と本発明４が比較されると、中間焼鈍後の最終圧延時の圧延度を設定することによって降伏強度Ｒ_ｐ０．２を設定することができることが明確になる。本発明４、５、８は、中間焼鈍後の３１％から６０％の最終圧延度によって、成形のために重要な特性値、たとえば均一伸びＡ_ｇまたはＺの範囲の顕著な減少を引き起こすことなく降伏強度Ｒ_ｐ０．２を最大２１１ＭＰａの値に上げることができることを示している。

比較例３および本発明４、５、８と同一のアルミニウム合金を有する比較例６が含まれる場合、最後の中間焼鈍前の冷間圧延時の圧延度を制限することによって平均結晶粒直径を設定することの影響を非常に明確に特定することができる。最後の中間焼鈍の前の冷間圧延時の６１％の圧延度において、中間焼鈍によって１３μｍの平均直径または平均結晶粒サイズを有する腐食特性に負の影響を及ぼす比較的細かい結晶粒が製造される。比較例６は、粒界腐食に対して抵抗性でないと評価される。

本発明による例示実施態様は、降伏強度Ｒ_ｐ０．２は、４０％から６０％の最終冷間圧延時の圧延度を用いることによって最大２７０ＭＰａの値に増加させることができることを示している。ここで、特に、本発明１２における最大５．２重量％のより高いＭｇ含有率は、降伏強度Ｒ_ｐ０．２の際立った増加に寄与している。

本発明による例示実施態様である比較例９および本発明１０、１１の比較は、腐食抵抗性が最後の中間焼鈍前の圧延度の選択に、したがって平均結晶粒直径または平均結晶粒サイズに著しく依存することを示している。本発明１０、１１の場合、Ｍｇ含有率は、比較例９と比較して増加し、これは、原理的には粒界腐食に関して悪化した腐食抵抗性という結果を生じる可能性があった。しかし、驚くべきことに、これらの例示実施態様の腐食抵抗性は、より小さな結晶粒直径およびより低いＭｇ含有率を有する比較例９と比較して顕著に良好である。ここで、最後の中間焼鈍の前の冷間圧延度に対する本発明による制約による好ましい処理手順が逆焼鈍されたストリップの最終製品に対して際立った効果を有することが明確になる。

結論として、本発明による例示実施態様は、降伏強度値、伸び値および粒界腐食に対する腐食抵抗性を有し、高度に応力を受ける車両コンポーネントにおける使用に特に良好に適し、かつ非析出硬化性アルミニウム合金の使用に起因してコスト効率のよい方法で製造することができるアルミニウム合金ストリップを提供することができることを示している。

Claims (16)

1. アルミニウム合金からアルミニウムストリップまたは薄板を製造するための方法であって、重量％で以下の合金化成分、
   ３．６％≦Ｍｇ≦６％、
   Ｓｉ≦０．４％、
   Ｆｅ≦０．５％、
   Ｃｕ≦０．１５％、
   ０．１％≦Ｍｎ≦０．４％、
   Ｃｒ＜０．０５％、
   Ｚｎ≦０．２０％、
   Ｔｉ≦０．２０％、
   を有し、残りはＡｌと、個別で最大０．０５重量％、全体で最大０．１５重量％の不可避の不純物とであり、
   前記方法は、
   − 前記指定されたアルミニウム合金からなる圧延インゴットを鋳造するステップと、
   − 前記圧延インゴットを４８０℃から５５０℃で少なくとも０．５時間均一化するステップと、
   − 前記圧延インゴットを２８０℃から５００℃の温度で熱間圧延して熱延ストリップにするステップと、
   − 熱間圧延の後の前記アルミニウム合金ストリップを最後の中間焼鈍の前に１０％から４５％の圧延度で冷間圧延するステップと、
   − 前記冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップが前記中間焼鈍の後に再結晶した微細構造を有するような方法で、前記冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップに対して少なくとも最後の中間焼鈍を３００℃から５００℃で行うステップと、
   − 前記中間焼鈍されたアルミニウム合金ストリップを３０％から６０％の圧延度で最終厚さに冷間圧延するステップと、
   − 前記アルミニウム合金ストリップをコイルとして最終厚さで逆焼鈍するステップであって、１９０℃〜２５０℃の金属温度で少なくとも０．５時間、前記アルミニウム合金ストリップを焼鈍し、前記アルミニウム合金ストリップの微細構造中の回復プロセスにより成形特性の改善をもたらす、逆焼鈍するステップと、
   を含む方法。
2. 前記最後の中間焼鈍の前の冷間圧延時の圧延度は、２０％から３０％であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記最後の中間焼鈍の後の最終厚さへの冷間圧延時の圧延度は、４０％から６０％であることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
4. 前記アルミニウム合金ストリップは、０．５ｍｍから５．０ｍｍの最終厚さに冷間圧延されることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記アルミニウム合金ストリップは、１．０ｍｍから３．０ｍｍの最終厚さに冷間圧延されることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
6. 前記逆焼鈍時の前記金属温度は、２２０℃から２４０℃であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
7. アルミニウム合金ストリップまたは薄板であって、以下の合金化成分、
   ３．６％≦Ｍｇ≦６％、
   Ｓｉ≦０．４％、
   Ｆｅ≦０．５％、
   Ｃｕ≦０．１５％、
   ０．１％≦Ｍｎ≦０．４％、
   Ｃｒ＜０．０５％、
   Ｚｎ≦０．２０％、
   Ｔｉ≦０．２０％、
   を有し、残りはＡｌと、個別で最大０．０５重量％、全体で最大０．１５重量％の不可避の不純物であるアルミニウム合金からなり、
   前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、
   １９０ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２と、
   少なくとも１４％の均一伸びＡ_ｇと、
   ５０％を超える破断後百分率面積減少Ｚと、
   ＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験において１３０℃で１７時間の事前の鋭敏化熱処理後に１５ｍｇ／ｃｍ^２未満の質量損失と、
   を有するアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
8. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板のＭｇ含有率は、４．２重量％から６重量％であることを特徴とする、請求項７に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
9. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板のＭｇ含有率は、４．２重量％から５．２重量％であることを特徴とする、請求項７に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
10. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板のＭｎ含有率は、０．１重量％から０．３重量％であることを特徴とする、請求項７〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
11. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板のＣｒ含有率は、０．０１重量％未満であることを特徴とする、請求項７〜１０のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
12. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、重量％での前記合金化成分の割合に対する以下の制約、
    Ｓｉ≦０．２％、
    Ｆｅ≦０．３５％、または
    Ｚｎ≦０．０１％
    の１つ以上を有することを特徴とする、請求項７〜１１のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
13. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、以下の特性、
    ２００ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２、
    少なくとも１５％の均一伸びＡ_ｇ、
    少なくとも５５％の破断後百分率面積減少Ｚ、または
    ＡＳＴＭ Ｇ６７による腐食試験において１３０℃で１７時間の事前の鋭敏化熱処理後の１０ｍｇ／ｃｍ^２未満の質量損失、
    の１つ以上を有することを特徴とする、請求項７〜１２に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
14. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、０．５ｍｍから５．０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項７〜１３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
15. 前記アルミニウム合金ストリップまたは薄板は、１．０ｍｍから３．０ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項７〜１３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板。
16. 自動車の構造部品またはシャーシ・コンポーネントを製造するための請求項７〜１５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ストリップまたは薄板の使用。

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