JP7843310B2 - 金属鋳造及び圧延ライン - Google Patents

金属鋳造及び圧延ライン

Info

Publication number
JP7843310B2
JP7843310B2 JP2024074967A JP2024074967A JP7843310B2 JP 7843310 B2 JP7843310 B2 JP 7843310B2 JP 2024074967 A JP2024074967 A JP 2024074967A JP 2024074967 A JP2024074967 A JP 2024074967A JP 7843310 B2 JP7843310 B2 JP 7843310B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
metal
metal strip
temperature
rolling
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2024074967A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2024109633A (ja
Inventor
ミラン・フェルバーバウム
サゾル・クマール・ダス
オレール・マリオー
デュエイン・イー・ベンジンスキー
シリル・ブザンソン
サイモン・ウィリアム・バーカー
コッラード・バッシ
ラジーブ・ジー・カマット
テューダー・ピロティーラ
ラジャセカル・タラ
ロバート・ブルース・ワグスタッフ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Novelis Inc Canada
Original Assignee
Novelis Inc Canada
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Novelis Inc Canada filed Critical Novelis Inc Canada
Publication of JP2024109633A publication Critical patent/JP2024109633A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7843310B2 publication Critical patent/JP7843310B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B21B1/463—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a continuous process, i.e. the cast not being cut before rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B13/00—Metal-rolling stands, i.e. an assembly composed of a stand frame, rolls, and accessories
    • B21B13/22—Metal-rolling stands, i.e. an assembly composed of a stand frame, rolls, and accessories for rolling metal immediately subsequent to continuous casting, i.e. in-line rolling of steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B15/00—Arrangements for performing additional metal-working operations specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0605—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two belts, e.g. Hazelett-process
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0631—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by a travelling straight surface, e.g. through-like moulds, a belt
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/1206—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for plastic shaping of strands
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/126—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cutting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B15/00—Arrangements for performing additional metal-working operations specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B2015/0057—Coiling the rolled product

Landscapes

  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Winding, Rewinding, Material Storage Devices (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１６年１０月２７日に出願された米国特許出願第６２／４１３，５９１号「分離型連続鋳造及び圧延ライン」、２０１７年５月１４日に出願された米国特許出願第６２／５０５，９４４号「分離型連続鋳造及び圧延ライン」、２０１６年１０月２７日に出願された米国特許出願第６２／４１３，７６４号「高強度７ＸＸＸ系アルミニウム合金及びその製造方法」、２０１６年１０月２７日に出願された米国特許出願第６２／４１３，７４０号「高強度６ＸＸＸ系アルミニウム合金及びその製造方法」、及び２０１７年７月６日に出願された米国特許出願第６２／５２９，０２８号「アルミニウム合金板を製造するシステム及び方法」に関する利益を主張し、その全ての開示内容を参照することにより本明細書に援用する。
本開示は、金属ストリップコイルのような金属材料の製造に関し、特にアルミニウムのような金属の連続鋳造及び圧延に関する。
半連続（ＤＣ）鋳造及び連続鋳造は、液体金属から固体金属を鋳造する２つの方法である。ＤＣ鋳造では、液体金属を、内部の液体金属を凝固速度で引き出すことができる伸縮自在の上げ底を有する金型に注入し、多くの場合、大型かつ比較的厚いインゴット（例えば、１５００ｍｍ×５００ｍｍ×５ｍ）を得る。このインゴットを金属ストリップ製品の消費者に供給可能な金属ストリップ製品（例えば、自動車製造設備）に取付ける前に、処理し、均質化し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍及び／又は熱処理することができる。
連続鋳造は、一対の移動中の対向鋳造表面の間に画定された鋳造キャビティ内に溶融金属を連続的に注入し、そして鋳造キャビティの出口から鋳造金属型枠（例えば、金属ストリップ）を引き出すことを含む。連続鋳造は、製品全体を単一の、完全に連成した処理ラインで製造することができる場合に望ましいものであった。このような完全に連成した処理ラインは、連続鋳造装置の速度と下流処理装置との速度を整合又は「結合」することを含む。
本明細書は、以下の添付図面を参照し、異なる図面に使用される同様の参照番号は、同様の又は類似の構成要素を示す。
本開示のいくつかの態様に係る、分離型金属鋳造及び圧延システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、分離型金属鋳造及び圧延システムを用いる場合の様々なコイルの製造タイミングチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、分離型連続鋳造システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、中間コイル垂直格納システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、中間コイル持ち上げ格納システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システム及びその上に圧延される金属ストリップの関連温度プロファイルを示す組み合わせ概略図及びチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、意図的に過冷却された圧延スタンドを有する熱間圧延システム及びその上に圧延される金属ストリップの関連温度プロファイルを示す組み合わせ概略図及びチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、分離型システムの第１変形形態及び分離型システムの第２変形形態に関連して金属ストリップを鋳造圧延するプロセスを示す組み合わせフローチャート及び概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、金属ストリップを鋳造圧延するプロセスを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、鋳造後の焼入れなしで鋳造され、圧延される前に高温で格納される金属ストリップの温度プロファイルを示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、鋳造後に焼入れをせずに、圧延前の予熱をする鋳造されている金属ストリップの温度プロファイルを示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、鋳造後に焼入れをして鋳造され、圧延される前に高温で格納される金属ストリップの温度プロファイルを示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、鋳造後に焼入れをして、圧延前に予熱して鋳造される金属ストリップの温度プロファイルを示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、分離型鋳造及び圧延システムを使用して鋳造された金属ストリップと比較した、標準的なＤＣ鋳造金属ストリップについてのアルミニウム合金ＡＡ６０１４中の金属間化合物を示す一連の拡大画像である。 本開示のいくつかの態様による、鋳造後に焼入れをせずに鋳造された金属ストリップと、鋳造後に焼入れをして鋳造された金属ストリップとを比較する、５５０℃で１時間再加熱された６ｘｘｘ系アルミニウム合金金属ストリップ中の分散質を示す一連の走査型透過電子顕微鏡写真である。 本開示のいくつかの態様に係る、従来の半連続鋳造技術を用いて製造された７ｘｘｘ系金属ストリップと、分離型連続鋳造及び圧延を用いて製造された７ｘｘｘ系金属ストリップと、の降伏強度及び３点曲げ試験結果を比較するチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、従来の半連続鋳造技術を用いて製造された６ｘｘｘ系金属ストリップと、分離型連続鋳造及び圧延を用いて製造された６ｘｘｘ系金属ストリップと、の降伏強度及び固溶化熱処理浸漬時間結果を比較するチャートである。 本開示のいくつかの態様による、鋳造後に焼入れをせずに鋳造された金属ストリップと、鋳造後に焼入れをして鋳造された金属ストリップとを比較する、５５０℃で８時間再加熱されたＡＡ６１１１アルミニウム合金金属ストリップ中の分散質を示す一連の走査型透過電子顕微鏡写真である。 本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延及び焼入れ中にアルミニウム金属ストリップのＭｇ２Ｓｉの析出を示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システム、及びその上で圧延される金属ストリップの関連温度プロファイルを示す組み合わせ概略図及びチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、ホットバンド連続鋳造システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延及び焼入れ中にアルミニウム金属ストリップのＭｇ２Ｓｉの析出を示すチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、熱金属帯を鋳造するためのプロセスを示すフローチャートである。 本開示のいくつかの態様に係る、ホットバンド連続鋳造システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、連続鋳造システムを示す概略図である。 本開示のいくつかの態様に係る、押出可能な金属製品を鋳造するためのプロセスを示すフローチャートである。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 本明細書に記載の方法に従って処理したＡＡ６１１１中のＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。 １９ｍｍのゲージ厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却して格納され、予熱されて１１ｍｍの厚さに熱間圧延され、さらに６ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ１」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す顕微鏡写真である。 １０ｍｍのゲージ厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却して格納され、予熱されて５．５ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ２」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す顕微鏡写真である。 １９ｍｍのゲージ厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却して格納され、１１ｍｍの厚さに冷間圧延され、予熱され、そして６ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ３」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す顕微鏡写真である。 ＡＡ６０１４アルミニウム合金の成形性に対する予熱の効果を示すグラフである。 ＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径（ＥＣＤ）を示すグラフである。 図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比を示すグラフである。 図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図４４を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図４４を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図４７を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図４７を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ３．７～６ｍｍゲージのバンドを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図５０を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図５０を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図５３を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図５３を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図５６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図５６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ３．７～６ｍｍゲージのバンドを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図５９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図５９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図６２を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図６２を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ２．０ｍｍゲージのストリップを得るために鋳造され冷間圧延されたＡＡ６４５１金属の断面におけるＭｇ２Ｓｉ溶融及びボイド形成を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真及び光学顕微鏡写真である。 ２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図６６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図６６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。 ＡＡ５７５４金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。 図６９を参照して図示し説明された金属片内のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。 図６９を参照して図示し説明された金属片内のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
本開示のいくつかの態様及び特徴は、金属ストリップの供給可能なコイルを提供するのに適した金属物品（例えば、金属ストリップ）を鋳造し、圧延し、そして他の方法で製造するための分離型及び部分的分離型連続鋳造及び圧延ラインに関する。いくつかの実施例では、冷間圧延又は連続焼鈍固溶化熱処理（ＣＡＳＨ）ラインの使用を必要とせず該金属物品を製造する。金属ストリップは、ベルト式鋳造機のような連続鋳造装置から連続鋳造され、場合によって鋳造後の焼入れで処理された後に、金属コイルに巻くことができる。熱間圧延の準備ができるまで、巻かれた鋳放し金属ストリップを格納することができる。鋳放し金属ストリップは、コイル格納中又は熱間圧延の直前に、熱間圧延前に再加熱を受けることができる。加熱された金属ストリップは、圧延温度に冷却し、１つ以上の圧延スタンドにより熱間圧延することができる。圧延された金属ストリップは、送出のために巻き取る前に、場合によって再加熱、焼入れすることができる。この最終のコイル状金属ストリップは、望ましい規格であり、製造施設への供給に望ましい物理的特性を有することができる。
本開示のいくつかの態様及び特徴は、アルミニウム合金を高い凝固速度で鋳造し、その後に金属物品を熱間又は温間圧延してその厚さを少なくとも約３０％又は約３０％～８０％、４０％～７０％、５０％～７０％又は６０％減少させてホットバンドを生成することに関する。いくつかの場合において、金属物品を熱間又は温間圧延する前に、それを約４００℃～５８０℃の金属ピーク温度で約１０～３００秒、６０～１８０秒又は１２０秒維持することができるインライン炉を通過させることができる。ホットバンド製品は、最終ゲージ、最終ゲージ及び焼戻しにすることができ、又は冷間圧延及び固溶化熱処理のような更なる加工のために準備することができる。いくつかの場合において、インライン炉は、金熱間又は温間圧延中に５ｘｘｘ系合金のより多くの厚さの減少を容易にすること特に有用である。本明細書で使用される用語「厚さの減少」とは、圧延の使用による断面の減少の形態を意味する。他の種類の断面減少は、押出された金属物品の直径の減少を含むことができる。熱間又は温間圧延は、それぞれ一種の熱間加工又は温間加工であり得る。熱間又は温間圧延の別の種類は、熱間押出又は温間押出を含むことができる。
場合によっては、金属間化合物粒子の望ましい形状及びサイズは、連続鋳造（例えば、高い凝固速度で）、任意選択のインライン炉での加熱、及び厚さを約５０％～７０％減少させるインライン熱間又は温間圧延によって達成することができる。金属間化合物粒子のこれらの望ましい形状およびサイズは、冷間圧延などのさらなる加工、ならびに曲げおよび成形などの使用者の使用を促進することができる。
本明細書で使用される温度とは、必要に応じてピーク金属温度を指すことができる。同様に、特定の温度での持続時間への言及は、金属物品が所望のピーク金属温度に達した時から始まる持続時間を指すことができる（例えば、ランプアップ時間を除く）が、常にそうである必要はない。
本開示の態様および特徴は、任意の適切な金属と共に使用され得るが、アルミニウム合金を鋳造し圧延するときに特に有効であり得る。特に、２ｘｘｘ系、３ｘｘｘ系、４ｘｘｘ系、５ｘｘｘ系、６ｘｘｘ系、７ｘｘｘ系、又は８ｘｘｘ系のアルミニウム合金のような合金を鋳造するときに望ましい結果を得ることができる。例えば、本開示のいくつかの態様および特徴は、連続焼鈍固溶化熱処理を必要とせずに、５ｘｘｘおよび６ｘｘｘ系合金を鋳造することを可能にする。別の例として、本開示のいくつかの態様および特徴は、従来の鋳造方法と比較して、７ｘｘｘ系合金がより効率的で、より信頼性の高い鋳造を可能にする。この説明において、アルミニウム工業記号によって識別された合金、例えば「系」、「ＡＡ６ｘｘｘ」、又は「６ｘｘｘ」が参照される。アルミニウムとその合金の命名と識別に最も一般的に使用されている番号記号システムの理解のために、「鍛造アルミニウム及び鍛造アルミニウム合金の国際合金記号及び化学組成の制限」又は「鋳物及びインゴットの形のアルミニウム合金の合金記号及び化学組成の制限の登録記録」を参照し、どちらもアルミニウム工業会によって発行されている。
場合によっては、本開示のいくつかの態様及び特徴は、アルミニウム、アルミニウム合金、チタン、チタン系材料、スチール、スチール系材料、マグネシウム、マグネシウム系材料、銅、銅ベースの材料、複合材料、複合材料に使用されるシート、又は他の適切な金属、非金属、又は材料の組み合わせと共に使用するのに適している。材料が鋳造されている実施例が金属を含む場合、金属は鉄金属又は非鉄金属であり得る。
伝統的には、連続鋳造装置によって製造された金属ストリップは熱間圧延機に直接供給され、それにより所定の厚さへと減少させる。連続鋳造の明らかな利点は、伝統的に、ＤＣ鋳造とは異なり、鋳放しの金属ストリップをプロセスラインに直接供給できることである。連続鋳造製品は圧延機に直接供給されるため、鋳造速度と圧延速度を慎重に一致させる必要があり、それにより使用不可能な製品、装置の損傷、又は危険な状態につながる可能性のある、望ましくない張力を金属ストリップに生じさせることを避ける。
驚くべきことに、連続鋳造および圧延システムにおいて熱間圧延プロセスから鋳造プロセスを意図的に分離することによって有益な結果を達成することができる。連続鋳造プロセスを熱間圧延プロセスから分離することによって、鋳造速度と圧延速度とを厳密に一致させる必要がなくなる。むしろ、鋳造速度は金属ストリップに所望の特性を生じさせるように選択することができ、圧延速度は圧延装置の要件および制限に基づいて選択することができる。分離型連続鋳造及び圧延システムで、連続鋳造装置は、直ちに又はその後間もなく中間コイル又は移送コイルに巻かれる金属ストリップを鋳造することができる。中間コイルを格納するか又は直ちに圧延装置に運ぶことができる。圧延装置では、中間コイルは巻き戻され、それは金属ストリップが圧延装置を通過して熱間圧延され、そして他の方法で処理されることを可能にする。熱間圧延プロセスの最終結果は、特定の使用者にとって望ましい特性を有する金属ストリップである。金属ストリップは巻き取られ、金属ストリップで自動車部品を形成することができる自動車工場などに供給され得る。場合によっては、連続鋳造プロセスで最初に鋳造された後（例えば連続鋳造機によって）、金属ストリップを様々な点で加熱することができるが、金属ストリップは金属ストリップの固相線温度より低いように保持される。
本明細書で使用される用語「分離」とは、鋳造装置と圧延スタンドとの間の速度リンクを取り除くことを指す。上述のように、連結システム（本明細書ではインラインシステムと呼ばれることもある）は連続鋳造装置を含み、該連続鋳造装置は圧延スタンドに直接供給し、そのため鋳造装置の出力速度を圧延スタンドの入力速度と一致させる必要がある。分離システムでは、鋳造速度は圧延スタンドの入力速度に関係なく設定することができ、圧延スタンドの速度は鋳造装置の出力速度に関係なく設定することができる。本明細書に記載の様々な実施例では、鋳造装置に第１速度で金属コイルを出力させ、その後そのコイルを第２速度で圧延用の圧延スタンドに供給させることによって鋳造装置を圧延スタンドから分離する。鋳造速度が所望の圧延速度が供給できる速度よりも速いことが望まれる場合には、鋳造装置と圧延スタンドとの間に配置されたアキュムレータの使用により、鋳造装置が鋳造金属ストリップを圧延スタンドに直接供給するときでさえも、鋳造装置の出力速度と圧延スタンドの入力速度との制限された分離を提供することが可能である。
鋳造装置は、任意の適切な連続鋳造装置であってもよい。しかしながら、ベルト鋳造装置、例えばアメリカ特許番号６７５５２３６に記載されている「金属ストリップの連続ベルト鋳造のためのベルト冷却および誘導手段」と題されたベルト鋳造装置を使用して、驚くほど望ましい結果を達成することができ、その開示はその全体が参照により本明細書に組み入れられる。場合によっては、高い熱伝導率を有する金属、例えば銅で製造されたベルトを有するベルト鋳造装置を使用して、特に望ましい結果を達成することができる。ベルト鋳造装置はベルトを含み、該ベルトは、他の値の熱伝導率を有する金属を使用することができるが、鋳造温度で１ケルビンあたり少なくとも２５０、３００、３２５、３５０、３７５、又は４００ワット／メートルの熱伝導率を有する金属で製造される。鋳造装置は任意の適切な厚さで金属ストリップを鋳造することができるが、望ましい結果は約７ｍｍ～５０ｍｍの厚さで達成された。
本開示のいくつかの態様は、アルミニウムマトリックス内の分散質の形成および分布を改善することができる。分散質は、凝固アルミニウム合金の第一相内に位置する他の固相の集合体である。鋳造、取り扱い、加熱、および圧延中のさまざまな要因は、金属ストリップ内の分散質のサイズおよび分布に大きく影響する可能性がある。分散質は、アルミニウム合金の曲げ性能および他の特性を助けることが知られており、約１０ｎｍ～約５００ｎｍのサイズが好ましく、金属ストリップ全体に亘って比較的均一に分布することが望ましい。場合によっては、所望の分散質は、約１０ｎｍ～１００ｎｍ又は１０ｎｍ～５００ｎｍのサイズであってもよい。ＤＣ鋳造では、分散質の望ましい分布を生成するために長い均質化サイクル（例えば、１５時間以上）が必要とされる。標準的な連続鋳造では、分散質は常に全く存在しないか又は少量で存在し、それはいかなる有益な効果も提供することができない。
本開示のいくつかの態様は、金属ストリップ、ならびに望ましい分散質（例えば、望ましいサイズの望ましい分散質の分布）を有する金属ストリップを形成するためのシステムおよび方法に関する。場合によっては、鋳造装置は、金属ストリップの急速凝固（例えば、標準的なＤＣ鋳造凝固よりも約１０倍以上速い速度、例えば少なくとも少なくとも約１℃／秒、少なくとも少なくとも約１０℃／秒、又は少なくとも少なくとも約１００℃／秒で急速凝固する）及び急速冷却（例えば、少なくとも少なくとも約１℃／秒、少なくとも少なくとも約１０℃／秒、又は少なくとも少なくとも約１００℃／秒の速度で急速冷却する）を提供するように構成することができ、これは最終の金属ストリップの微細構造を改善することを容易にすることができる。場合によっては、凝固速度は、従来のＤＣ鋳造の凝固速度の１００倍以上であり得る。急速凝固により、凝固したアルミニウムマトリックス全体に非常に均一に分布した分散質形成元素の独特の分布を含む、独特の微細構造を得ることができる。この金属ストリップを急速冷却すること、例えば鋳造装置を出る際に金属ストリップを直ちに焼入れるか又はその後間もなく焼入れることは、分散質形成元素を固溶体に固定するのを容易にすることができる。次に、得られた金属ストリップを分散質形成元素で過飽和させることができる。次に、過飽和された金属ストリップを中間コイルに巻いて、分離された鋳造圧延システムでさらに処理することができる。場合によっては、所望の分散質形成元素には、マンガン、クロム、バナジウム及び／又はジルコニウムが含まれる。分散質形成元素で過飽和されるこの金属ストリップは、再加熱されると、均一に分布した望ましいサイズの分散質の析出を非常に急速に誘発する可能性がある。
場合によっては、急速凝固および急速冷却は鋳造装置によって単独で行うことができる。鋳造装置は、分散質形成元素で過飽和された金属ストリップを製造するための十分な長さで十分な熱除去特性を有する。場合によっては、鋳造装置は、鋳造金属ストリップの温度を２５０℃、２４０℃、２３０℃、２２０℃、２１０℃あるいは２００℃以下（他の値も使用できる）に低下させるための十分な長さで十分な熱除去特性を有する。一般的に、そのような鋳造装置はかなりのスペースを占めるか又は遅い鋳造速度で操作しなければならない。場合によっては、より小さくより速い鋳造装置が望まれる場合、金属ストリップは鋳造装置を出た直後又はその後間もなく焼入れることができる。鋳造装置の下流に１つ以上のノズルを配置することにより、金属ストリップの温度を２５０℃、２４０℃、２３０℃、２２０℃、２１０℃、２００℃、１７５℃、１５０℃、１２５℃あるいは１００℃以下（他の値も使用できる）に低下させることできる。分散質形成元素を過飽和された金属ストリップに固定するように、焼入れは十分に急速又は速く発生することができる。
伝統的には、得られる金属ストリップが望ましくない特性を有するため、急速凝固および急速冷却は避けられてきた。しかしながら、驚くべきことに、分散質形成元素で過飽和された金属ストリップが、所望の分散質配置を有する金属ストリップの効率的な前駆体であってもよいということが発見された。独特の分散質形成元素-過飽和された金属ストリップは、貯蔵中又は熱間圧延の直前などに再加熱することができ、それにより分散質形成元素の過飽和されたマトリックスを、所望の分布（例えば、均一に分布する）及び所望のサイズ（例えば、約１０ｎｍ～約５００ｎｍ又は約１０ｎｍ～約１００ｎｍ）の分散質を含有するストリップに変換する。金属ストリップは分散質形成元素中で過飽和されるため、望ましいサイズの分散質を析出させるための推進力は、非過飽和マトリックスの場合よりも大きい。言い換えれば、本明細書に開示されるような特定の急速凝固及び／又は冷却の態様は、金属ストリップを準備する又はプライミングするために使用することができ、その金属ストリップは後に短時間再加熱して所望の分散質配置を発生させることができる。例えば、本開示のいくつかの態様が、既存の技術（例えばＤＣ鋳造）よりも１０～１００倍短い再加熱時間で所望のサイズの分散質を析出させるために再加熱することができる分散質形成元素で過飽和された金属ストリップを製造できることが分かった。さらに、この再加熱が発生できる速度により、再加熱を熱間圧延ライン、例えば熱間圧延ラインの開始で行うことが可能になる。しかしながら、場合によっては、分散質形成元素で過飽和された金属ストリップの１つ以上のコイルは、熱間圧延ライン上で巻かれる前に再加熱することができる。望ましいサイズの分散質をより迅速に引き出すことができるため、望ましい金属ストリップを製造する際にかなりの時間とエネルギーを節約することができる。さらに、改善された分散質分布により、より少量の合金元素の使用で望ましい性能を達成することができる。言い換えれば、本開示のいくつかの態様及び特徴は、合金元素を従来のＤＣ又は連続鋳造よりも効率的に利用することを可能にする。
さらに、凝固速度、冷却（例えば焼入れ）速度、及び、再加熱時間のうちの１つ又は複数の操作を使用して、分散質サイズ及び分布を要求に応じて具体的に作り上げることができる。コントローラはシステムに結合されることにより、凝固速度、冷却速度及び再加熱時間を制御する。金属ストリップが特定の分散質配置（例えば、サイズ及び／又は分布）に起因する特定の特性を有することが望まれる場合、コントローラは様々な速度／時間を操作することにより、所望の金属ストリップを製造する。このようにして、所望の分散質配置を有する金属ストリップを要求に応じて製造することができる。分散質配置の制御が、合金元素がどのように利用されるかにおいて多かれ少なかれ効率を提供することができるため、分散質配置の要求に応じた制御により、コントローラは液体金属の特定の混合物の合金元素における偏差を補償することができる。例えば、ある所望の特性を有する納入可能な金属ストリップを製造するとき、コントローラは、システムの凝固速度、冷却速度及び／又は再加熱時間を調整することによって、鋳物間の合金元素の濃度のわずかな偏差を補償することができ、それにより合金元素の多かれ少なかれ効率的な使用法を提供する分散質配置を生成する（例えば、合金化元素の負の偏差が決定されるとき、より効率的な使用法が望ましい）。そのような補償は自動的に実行することができ、又は自動的にユーザに推奨することができる。
中間コイルは熱間圧延の前に格納することができ、従って鋳造装置は熱間圧延スタンドが供給できる速度よりも速い速度で出力することができ、過剰の金属ストリップは熱間圧延スタンドが利用可能になるまで、巻かれた状態で格納される。格納場合には、中間コイルは任意に再加熱されてもよい。例えば、様々な種類のアルミニウム合金を用いて、中間ストリップを５００℃以上、又は５３０℃以上の温度に再加熱することができる。再加熱温度は金属ストリップの固相線温度より低いように保持される。
場合によっては、中間コイルは約１００℃以上、２００℃以上、３００℃以上、又は４００℃以上、又は５００℃以上（他の値も使用できる）の温度に維持される。場合によっては、中間コイルは、不均一な半径方向力を最小にする方法で格納することができ、それは熱間圧延プロセス中の巻き戻しを防ぐ可能性がある。場合によっては、中間コイルは、コイルの横軸が垂直方向に延びるように垂直に格納されてもよい。場合によっては、中間コイルは、コイルの横軸は水平方向に延びるように水平に格納されてもよい。場合によっては、中間コイルを中央スピンドルから吊り下げ、従って、コイルのループを互いに、特にスピンドルの下に位置するコイルの部分に対して圧縮する重量を最小にすることができる。場合によっては、中間コイルは、水平軸（例えば、水平に格納されたときのコイルの横軸）を中心にして周期的又は連続的に回転することができる。
熱間圧延プロセスの間、中間コイルは巻き戻され、表面処理され、再加熱され、所望の厚さに圧延され、再加熱後に圧延され、焼入れられ、供給のために巻かれてもよい。熱間圧延プロセスは、金属ストリップの厚さを減少させるように力を加えるための作業ロールをそれぞれ含む１つ以上の熱間圧延スタンドを含む。場合によっては、熱間圧延中の厚さの減少の総量は、約７０％、６５％、６０％、５５％、５０％、４５％、４０％、３５％、３０％、２５％、２０％又は１５％以下（他の値も使用できる）であってもよい。熱間圧延は、比較的高速、例えば毎分約５０～約６０メートル（ｍ／分）の進入速度（他の進入速度も使用できる）（例えば、第１熱圧延スタンドに進入するときの金属ストリップの速度）で行うことができる。出口速度（例えば、最後の熱圧延スタンドを出るときの金属ストリップの速度）は、熱ロールスタンドによって与えられる厚さの減少の百分率のため、はるかに速くなり、他の出口速度が発生する可能性があるが、例えば約３００～約８００ｍ／分である。望ましい結果を得るために、熱間圧延は熱間圧延温度で行うことができる。熱間圧延温度は３５０℃程度であり、例えば３４０℃と３６０℃の間、３３０℃と３７０℃の間、３３０℃と３８０℃の間、３００℃と４００℃の間、又は２５０℃と４００℃の間（他の範囲も使用できる）であってもよい。場合によっては、金属ストリップ用の望ましい熱間圧延温度はその合金再結晶温度であってもよい。場合によっては、金属ストリップの温度は、開始熱間圧延温度（例えば、金属ストリップが最初の熱間圧延スタンドに入るときの金属ストリップの温度）から、１つ以上の中間熱間圧延温度（例えば、隣接する２つの熱間圧延スタンド間の金属ストリップの温度）を通って、終了熱間圧延温度（例えば、最後の熱間圧延スタンドを出るときの金属ストリップの温度）まで移動することができる。他の範囲にも使用され得るが、これらの温度のいずれも、熱間圧延温度の上記した範囲内にあり得る。開始熱間圧延温度、任意スタンド間温度、及び終了熱間圧延温度は、同じであってよく（例えば、図７を参照する）、あるいは、異なってよい（例えば、図８を参照する）。
場合によって、金属ストリップは、高温で熱間圧延プロセスに入ってよく、上記で開示されるように、熱間圧延システムに巻き解かれた直後に再加熱されてよい。この点での金属ストリップの温度は、５００℃、５１０℃、５２０℃、又は５３０℃を超えてよいが、融点以下であるが他の範囲が使用可能である。熱間圧延スタンドに入る前に、金属ストリップを上記熱間圧延温度に冷却してよい。熱間圧延スタンドを通過した後、金属ストリップを場合によって圧延後温度まで加熱してよい。６ｘｘｘ系及び７ｘｘｘ系のアルミニウム合金のような熱処理形合金について、圧延後温度は、溶体化温度又は溶体化温度の付近であってよいが、５ｘｘｘ系のアルミニウム合金のような非熱処理形合金については、圧延後温度は、再結晶温度であってよい。場合によって、例えば、非熱処理形合金について、特に金属ストリップが再結晶温度以上の温度（例えば、約３５０℃以上の温度）で熱間圧延プロセスから出る場合、圧延後加熱を使用しなくてよい。熱処理形合金について、圧延後温度又は溶体化温度は、合金によって異なってよいが、約４５０℃、４６０℃、４７０℃、４８０℃、４９０℃、５００℃、５１０℃、５２０℃、５３０℃以上であってよい。場合によって、溶体化温度は、問題の合金の固相線温度より低い２０℃～４０℃又は約２０℃～４０℃であってよく、より好ましくは３０℃であってよい。金属ストリップを圧延後温度まで再加熱した直後、又はその後、金属ストリップを焼入れしてよい。金属ストリップを１５０℃、１４０℃、１３０℃、１２０℃、１１０℃、又は１００℃以下での巻取温度で焼入れしてよいが、他の値を使用してもよい。次に、金属ストリップを巻いて送出してよい。この点で、コイル状金属ストリップは、所望の規格及び所望の焼戻しのような分布のための所望の物理的特性を有してよい。
熱間圧延及び焼入れの後、金属ストリップは、所望の規格及びＴ４焼戻しのような焼戻しを有してよい。本出願では、合金の焼戻し又は状態を参照する。最も一般的に使用される合金の焼戻しの記載の理解のために、「合金及び質別記号体系に関する米国国家規格（ＡＮＳＩ）Ｈ３５」を参照する。条件Ｆ又は焼戻しは、製作された時のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｏ又は焼戻しは、アニール後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｗ又は焼戻しは、室温で不安定な焼戻しであってよいが、溶体化熱処理後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｔ又は焼戻しは、安定した焼戻しをもたらす特定の熱処理後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｔ３又は焼戻しは、溶体化熱処理（すなわち、溶体化）、冷間加工及び自然時効後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｔ４又は焼戻しは、溶体化熱処理（すなわち、溶体化）に続く自然時効後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｔ６又は焼戻しは、溶体化熱処理に続く人工時効後のアルミニウム合金のことを指す。条件Ｔ８又は焼戻しは、冷間加工に続く溶体化熱処理に続く人工時効後のアルミニウム合金のことを指す。
場合によって、金属ストリップは、熱間圧延中に、高温（例えば、約５５０℃以上のような予熱温度より高い熱間圧延入口温度）で熱間圧延を開始し、熱間圧延プロセス中に金属ストリップを熱間圧延出口温度まで冷却させることにより、動的再結晶を受けてよい。場合によって、熱間又は温間圧延中の動的再結晶は、特定の温度で圧延中に、十分な歪みを引き起こすことに十分な力を金属物品に印加して金属物品を再結晶させることにより発生してよい。
動的再結晶は、（例えば、再結晶温度を超えるまで）金属ストリップを再加熱して再結晶させる必要はなく、熱間圧延の直後に金属ストリップを焼入れすることができる。また、熱間圧延の直後に急速に焼入れすることにより、望ましくない析出物を回避してよい。特定の温度で、Ｍｇ２Ｓｉ相のような析出物は、経時的に形成され始まる。温度及びその温度で費やされる析出が１％～９０％完了するような析出物が急速に形成すると予想される時間に基づいて、高析出の領域を定義してよい。したがって、析出物形成を最小にするために、高析出の領域内で費やされる時間を最小にすることが望ましくなる可能性がある。動的再結晶とそれに続く急速な焼入れによって、金属ストリップが高析出の領域内の温度で費やす時間を最小にしてよい。場合によって、金属ストリップを熱間圧延及び焼入れをすることにより所望の冶金特性を達成してよく、ここで、金属ストリップは、第１熱間圧延スタンドに入る直前から焼入れ領域を出た直後まで単調に温度が低下する（例えば、熱間圧延及び焼入れプロセスを通じて温度が単調に低下する）。
場合によって、金属ストリップは、少ない初期焼入れの後に、又は初期焼入れなしで熱間圧延に入ってよい。熱間圧延中に、再結晶温度（例えば、５５０℃以上のような予熱温度）より高い熱間圧延入口温度から熱間圧延入口温度より低い熱間圧延出口温度まで、金属ストリップに温度を低下させてよい。熱間圧延入口温度から熱間圧延出口温度までの温度の低下は、単調な低下であってよい。熱間圧延中の温度の低下を実現するために、熱間圧延機の各スタンドは、金属ストリップから熱を抽出してよい。例えば、熱間圧延スタンドを十分に冷却して金属ストリップに熱間圧延スタンドを通過させることにより、熱間圧延スタンドのワークロールを通過している金属ストリップから熱を抽出してよい。場合によって、熱間圧延スタンド自体による熱の除去の代わりに、又はそれに加えて、潤滑剤又は他の冷却材料（例えば、空気又は水のような流体）の使用によって、熱間圧延スタンド間の金属ストリップから熱を抽出してよい。場合によって、最後及び最後から２番目の熱間圧延スタンドは、徐々に低下している温度で金属ストリップを圧延してよい。場合によって、最後及び最後から２番目の熱間圧延スタンドは、同じ又はほぼ同じ温度で金属ストリップを圧延してよい。
焼入れ前に温度を上昇させる必要がある可能性があり、高析出の領域内での持続時間が長くなる可能性がある熱処理プロセス中の圧延後（例えば、熱間圧延後）の再結晶に頼る代わりに、本明細書に記載されているように、金属ストリップは、熱間圧延プロセス中に動的再結晶を受けてよい。動的再結晶は、十分に高い歪み速度及び十分に高い温度で金属ストリップを圧延することを含んでよい。動的再結晶は、熱間圧延機の最終圧延スタンドで発生してよい。動的再結晶は、加工中の金属ストリップの歪み速度と温度に依存する。Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータ（Ｚ）は、式
によって定義されてよく、ここで、
は、歪み速度であり、Ｑは、活性化エネルギーであり、Ｒは、気体定数であり、Ｔは、温度である。Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎパラメータが所望の範囲内に入ると、再結晶が発生する。温度（例えば、熱間圧延出口温度）を最小にしながらこの範囲内に維持するために、金属ストリップは、より高い温度で必要となるよりも高い歪み速度を受けなければならない。したがって、最終熱間圧延スタンドの減少量（例えば、厚さ減少率）を最大にするか、あるいは急速焼入れに適した熱間圧延出口温度を達成することに適した減少量を少なくとも選択して、高析出の領域内で費やされる時間を最小にすることが望ましい場合がある。所望の全体的な厚さの減少を達成するために、前の１つ以上の熱間圧延スタンドによって提供される厚さの減少量を減少させることにより、最終熱間圧延スタンドに加えられる厚さの減少量を相殺してよい。
さらに、高析出の領域内で費やされる時間を最小にするために、熱間圧延機を高速で運転することが望ましくなる場合がある。例えば、３つのスタンドを使用して金属ストリップを１６ｍｍから２ｍｍの規格に減少させる熱間圧延機で、熱間圧延機の入口でのストリップの速度が約５０ｍ／ｍｉｎであると、熱間圧延機の出口でのストリップの速度が約４００ｍ／ｍｉｎとなる。したがって、高析出の領域内で適切な最小期間を達成するために、焼入れプロセスでは、金属ストリップが約４００ｍ／ｍｉｎの速度で進行する間に、金属ストリップの温度を約４００℃（例えば、１００℃まで）低下する必要があってよい。鋼のようないくつかの金属では、そのような急速焼入れは不可能であり、実行不可能であり、大型で高価で非効率的な装置を必要とし得る。アルミニウムにおいて、特に再結晶温度が初期熱間圧延スタンドから最終熱間圧延スタンドまでの厚さの減少の一部をシフトすることにより最小とされる場合、本明細書に記載されるような焼入れを提供することが可能である。さらに、熱間圧延プロセスが鋳造プロセスから分離される場合、熱間圧延プロセスは、本明細書に記載されるように、高速で進行することが許可される。熱間圧延プロセス中の高速は、高析出の領域内で費やされる時間を最小にすることに役立ってよい。さらに、本明細書に記載されるように、高い熱間圧延速度は、低い再結晶温度を達成するために必要とされる適切な高歪み速度を達成することを容易にしてよい。
さらに、比較的薄い金属ストリップを使用することにより、析出物形成を最小にする動的再結晶化及び急速焼入れを容易にしてよい。本明細書に記載されるような比較的薄い規格で金属ストリップを鋳造することにより、熱間圧延プロセスは、高速で進行し、急速焼入れプロセスが続くことができ、これにより高析出の領域内で費やされる時間を減少させることができる。また、薄い規格は、熱間圧延速度を容易にすることができる。本明細書中に記載された動的再結晶及び急速焼入れのための技術は、Ｔ４焼戻しを担持し、予想よりも少ない量の析出物を有する金属ストリップ又は他の冶金製品の製造を容易にすることができる。例えば、本開示の特定の態様に従って製造された金属ストリップは、Ｔ４焼戻しを有し、約４．０％、３．９％、３．８％、３．７％、３．６％、３．５％、３．４％、３．３％、３．２％、３．１％、３．０％、２．９％、２．８％、２．７％、２．６％、２．５％、２．４％、２．３％、２．２％、２．１％、２．０％、１．９％、１．８％、１．７％、１．６％、１．５％、１．４％、１．３％、１．２％、１．１％、１．０％、０．９％、０．８％、０．７％、０．６％、０．５％、０．４％、０．３％、０．２％、又は０．１％以下のＭｇ２Ｓｉの体積分率を有してよい。場合によって、本開示の特定の態様に従って製造された金属ストリップは、Ｔ４焼戻しを有し、約１０％、９．９％、９．８％、９．７％、９．６％、９．５％、９．４％、９．３％、９．２％、９．１％、９％、８．９％、８．８％、８．７％、８．６％、８．５％、８．４％、８．３％、８．２％、８．１％、８％、７．９％、７．８％、７．７％、７．６％、７．５％、７．４％、７．３％、７．２％、７．１％、７％、６．９％、６．８％、６．７％、６．６％、６．５％、６．４％、６．３％、６．２％、６．１％、６％、５．９％、５．８％、５．７％、５．６％、５．５％、５．４％、５．３％、５．２％、５．１％、５％、４．９％、４．８％、４．７％、４．６％、４．５％、４．４％、４．３％、４．２％、又は４．１％以下のＭｇ２Ｓｉの体積分率を有してよい。本明細書で使用されるように、Ｍｇ２Ｓｉの体積分率を言及すれば、鋳造される特定の合金中に形成され得るＭｇ２Ｓｉの総量に対するＭｇ２Ｓｉの体積分率を指してよい。Ｍｇ２Ｓｉの体積分率の百分率は、Ｍｇ２Ｓｉを形成する析出反応の完了の百分率を指してもよい。
本開示の特定の態様及び徴は、鉄含有（Ｆｅ含有）金属間化合物のサイズ、形状、及びサイズ分布を調整する技術に関する。Ｆｅ含有金属間化合物の特性を調整することは、特に６ｘｘｘ系の合金、特にアルミニウム自動車部品に必要な要求仕様に最適な製品性能を達成するために重要である。しかし、通常のＤＣ鋳造は、ベータＦｅ（β－Ｆｅ）をアルファＦｅ（α－Ｆｅ）金属間化合物に変換するために長期間（例えば、数時間）の高温（例えば、＞５３０℃）の均質化を必要としてよく、本開示の特定の態様は、望ましいＦｅ含有金属間化合物を有する金属製品を製造することに適している。本明細書に記載されるように、本開示の特定の態様は、連続鋳造機から中間規格製品を製造することに関する。中間規格製品は、ｉ）最終規格までの冷間圧延及び溶体化熱処理、ｉｉ）最終規格までの温間圧延及び溶体化熱処理、ｉｉｉ）最終規格までの熱間圧延、磁気ヒーターによる再加熱及びインライン焼入れの実行、ｉｖ）最終規格までの熱間圧延及び溶体化熱処理、又はｖ）最終規格までの熱間圧延とＴ４焼戻しを生成する動的再結晶により、Ｔ４焼戻し製品に仕上げられることができる。
場合によっては、連続鋳造機から鋳造された金属ストリップは、巻かれる前に圧延（例えば、熱間圧延）されてよい。巻かれる前の圧延は、少なくとも３０％以上もしくは一般的には５０％～７５％程度の大幅な厚みの減少をもたらすことができる。場合によっては、追加のスタンドを使用してよいが、連続鋳造された金属ストリップを圧延する前に単一の熱間圧延スタンドで圧延するとより効果的な結果が見出された。場合によっては、連続鋳造後のこの高圧下（例えば、厚さの減少率が３０％、３５％、４０％、４５％、５０％、５５％、６０％、６５％、７０％、又は７５％以上）熱間圧延は、他の利点の中でも、金属ストリップ中のＦｅ含有粒子を粉砕することを支援することができる。連続鋳造後及び巻き取り前に、圧延により金属ストリップの厚さを減少させる場合、巻戻しと巻取りとの間に金属ストリップの厚さは既に減少しているため、巻戻し後に行われる熱間圧延プロセスは、１つ少ない熱間圧延スタンド及び／又は１つ少ないパスですむ。
場合によっては、金属ストリップをフラッシュ均質化することができる。フラッシュ均質化は、金属ストリップを、比較的短期間（例えば、約１分間～１０分間、例えば、３０秒、４５秒、１分間、１分３０秒、２分間、３分間、４分間、５分間、６分間、７分間、８分間、９分間又は１０分間、又はその間の任意の範囲）で５００℃より高い温度（例えば、５００～５７０℃、５２０～５６０℃、又は約５６０℃）に加熱することを含んでよい。この加熱は、連続鋳造機と初期巻取りとの間、より具体的には、巻取り前に連続鋳造機と熱間圧延スタンドとの間、又はその熱間圧延スタンドと巻取りとの間に行われる。このフラッシュ均質化は、Ｆｅ含有金属間化合物（例えば、α又はβ型）のアスペクト比を減少させることに役立ち、また、これらの金属間化合物のサイズを減少させることができる。場合によっては、フラッシュ均質化（例えば、５７０℃で約２分間）は、Ｆｅ成分粒子の有益な球状化及び／又は精製を成功することができるが、より高温での広範囲の均質化を必要とする。
場合によっては、本明細書に記載されるように、フラッシュ均質化と連続鋳造後の高圧下熱間圧延との組み合わせは、Ｆｅ含有粒子を精製する（例えば、粉砕する）ために特に有用であり得る。
一つの例として、鋳造システムは、連続鋳造機、炉（例えば、トンネル炉）、熱間圧延スタンド、及びコイラーを含んでよい。場合によっては、熱間圧延スタンドの前及び／又は後に１回以上の焼入れを行う。熱間圧延スタンドは、少なくとも３０％又は５０～７０％の金属ストリップの厚さの減少率をもたらすことができる。熱間圧延スタンドの前の焼入れは、任意であってよいが、Ｆｅ含有粒子を効果的に粉砕し、析出特性を改善することができる。場合によっては、熱間圧延、焼入れ、及び巻取りの後、金属ストリップは、徐々に／急速に加熱し、比較的高温（例えば、＞５００℃）で浸漬した後、熱間圧延されてよい。場合によっては、熱間圧延、焼入れ、及び巻取りの後、金属ストリップは、比較的低い温度（例えば、＜３５０℃）まで徐々に／急速に加熱した後に、温間圧延されてよい。熱間圧延、焼入れ、及び巻取りの後、金属ストリップは、さらなる熱処理なしで冷間圧延されてよい。本明細書に記載されるように、これらの様々な技術は、様々なＦｅ成分サイズ分布のような、Ｆｅ含有粒子に関して様々な特性をもたらす。
場合によっては、金属ストリップは、誘導ヒーター又は回転磁石ヒーターのような磁気ヒーターのような加熱装置を使用することによって、熱間圧延システム内の様々な箇所で再加熱されてよい。適切な回転磁石ヒーターの非限定的な例としては、２０１６年９月２７日に出願された米国仮特許出願第６２／４００，４２６号「回転磁石加熱誘導」に開示されているものが挙げられる。
一般的に、熱間圧延システムの圧延スタンドは、例えば、圧延スタンドのロール及び／又は金属ストリップ自体に冷却剤を噴霧するノズルを含む冷却剤システムによって冷却される。この冷却剤システムは、金属ストリップを熱間圧延スタンドに通すことによって金属ストリップの厚さを減少させる機械的作用が金属ストリップの温度を上昇させないように十分な熱を抽出してよい。しかし、場合によっては、冷却剤システムによって加えられる冷却量を減少させることにより金属ストリップを意図的に再加熱できるので、金属ストリップを熱間圧延スタンドに通すことにより金属ストリップの厚さを減少させる機械的作用を可能にし、金属ストリップに正の温度変化を与えることができる。
本明細書で使用されるように、様々な冷却及び／又は焼入れ装置は、１つ以上のノズルによって供給される冷却剤に関して説明されている。流体ベースであるか否か、ノズルベースであるか否かにかかわらず、他の機構を使用して、金属ストリップに急速冷却を提供することができる。いくつかの場合において、例えば、冷却剤を金属ストリップに搬送するためのホース、導管、タンク又は他のそのような構造からそのまま提供される大量の冷却剤を使用して、金属ストリップを冷却又は焼入れすることができる。
本開示の態様及び特徴は、金属ストリップを製造することに関して本明細書で説明されるが、本開示の態様はまた、任意の好適なサイズ又は形態の金属製品、例えばホイル、シート、スラブ、プレート、シェート又は他の金属製品を製造するために使用されてもよい。
これらの例示的な例は、本明細書で説明される一般的な主題を読者に紹介するために与えられ、かつ開示された概念の範囲を限定することを意図するものではない。以下の部分は、図面を参照して様々な追加の特徴及び実施例を説明するが、例示的な実施形態のように本開示を限定するために使用されるべきではなく、図面において、同じ番号は同じ要素を示し、方向の説明は例示的な実施形態を説明するために使用される。本明細書の実施例に含まれる要素は、縮尺通りに描かれていない。
図１は、本開示の特定の態様に係る分離型金属鋳造圧延システム１００を示す概略図である。分離型金属鋳造圧延システム１００は、鋳造システム１０２、格納システム１０４及び熱間圧延システム１０６を含むことができる。分離型金属鋳造圧延システム１００は、分離型サブシステムを有する単一の連続加工ラインであると考えられてよい。鋳造システム１０２によって鋳造された金属ストリップ１１０は、格納システム１０４及び熱間圧延システム１０６を通って下流方向に進むことができる。金属ストリップ１１０は、断続的に鋳造システム１０２によって製造され、格納システム１０４によって格納され、熱間圧延システム１０６によって熱間圧延されるため、分離型金属鋳造圧延システム１００は連続的であると考えられてよい。いくつかの場合において、分離型金属鋳造圧延システム１００は、単一の建物又は設備内に位置することができるが、いくつかの場合においては、分離型金属鋳造圧延システム１００のサブシステムは、それぞれ個別に位置してもよい。いくつかの場合において、単一の鋳造システム１０２を１つ以上の格納システム１０４及び１つ以上の熱間圧延システム１０６に関連付けることができ、それにより、鋳造システム１０２が、単一の格納システム１０４又は熱間圧延システム１０６の速度若しくは許容可能な速度よりもはるかに高い速度で連続的に動作することを可能にする。
鋳造システム１０２は、金属ストリップ１１０を連続的に鋳造する連続鋳造装置、例えばベルト式連続鋳造機１０８を含む。鋳造システム１０２は、ベルト式連続鋳造機１０８の直下流に、又はその直後に配置された急速焼入れシステム１１４を任意に含むことができる。鋳造システム１０２は、金属ストリップ１１０を中間コイル１１２に巻き取ることができる巻取装置を含むことができる。
中間コイル１１２は、ベルト式連続鋳造機１０８を出る金属ストリップ１１０の一部分を蓄積し、かつ剪断機又は他の適切な装置によって金属ストリップを切断した後、別の位置に搬送することができ、その後、ベルト式連続鋳造機１０８を出る追加の金属ストリップ１１０から新しい中間コイル１１２を形成することを可能にし、したがってベルト式連続鋳造機１０８が連続的又は半連続的に動作することを可能にする。
中間コイル１１２をそのまま熱間圧延システム１０６に提供してもよく、格納システム１０４内に格納及び／又は処理してもよい。格納システム１０４は、様々な格納機構、例えば、垂直又は水平の格納機構、及び周期的又は連続的に回転する格納機構を含むことができる。いくつかの場合において、中間コイル１１２を、格納システム１０４内に格納するときに予熱器１１６（例えば、炉）で予熱することができる。予熱は、中間コイル１１２が格納システム１０４内にある期間の一部又は全部において実行することができる。格納システム１０４内に格納した後、金属ストリップ１１０を熱間圧延システム１０６に提供することができる。
熱間圧延システム１０６は、金属ストリップ１１０の厚さを、鋳放しの規格から供給に所望の規格まで減少させることができる。いくつかの場合において、供給に所望のゲージは、正確に又は約０．７ｍｍ～４．５ｍｍであっても、正確に又は約１．５ｍｍ～３．５ｍｍであってもよい。熱間圧延システム１０６は、金属ストリップ１１０の厚さを減少させるための一連の熱間圧延スタンド１１８を含むことができる。いくつかの場合において、一連の熱間圧延スタンド１１８は、単一の熱間圧延スタンドを含むことができるが、任意の数、例えば２つ、３つ、又はそれ以上の熱間圧延スタンドであってもよい。いくつかの場合において、大量の熱間圧延スタンド（例えば、３つ、４つ、又はそれ以上）を使用すると、所与の総厚さの減少（例えば、最初の熱間圧延スタンドの前から最後の熱間圧延スタンドの後までの厚さの減少）に対してより良い表面品質が得られ、それは、各圧延スタンドが金属の厚さをより少量減少させる必要があり、かつ一般に金属ストリップに与えられる表面欠陥がより少ないからである。熱間圧延システム１０６はさらに、金属ストリップの他の処理、例えば表面仕上げ（例えば、テクスチャ加工）、予熱及び熱処理を実行することができる。熱間圧延システム１０６を出る金属ストリップ１１０をそのまま、更なる処理機器（例えば、ブランキングマシン又は曲げ機械）に提供するか、又は供給可能なコイル１２０（例えば、完成したコイル）に巻いてもよい。本明細書で使用される供給可能という用語は、金属ストリップの顧客の所望の特性を有する金属製品、例えばコイル状金属ストリップを説明することができる。例えば、供給可能なコイル１２０は、依頼元装置製造業者の仕様を満たす物理的及び／又は化学的特性を有するコイル状金属ストリップを含むことができる。供給可能なコイル１２０は、Ｗの焼戻し又はＴの焼戻しとすることができる。供給可能なコイル１２０は、必要に応じて格納、販売、出荷することができる。
図１に示す分離型金属鋳造圧延システム１００は、鋳造システム１０２の速度を熱間圧延システム１０６の速度から分離することを可能にする。図示のように、分離型金属鋳造圧延システム１００は、中間コイル１１２を格納するための格納システム１０４を使用し、ベルト式連続鋳造機１０８を出る金属ストリップ１１０は、別個の単位に巻かれ、熱間圧延システム１０６がそれらを処理することに利用可能になるまで格納される。中間コイル１１２を格納する代わりに、いくつかの場合において、格納システム１０４は、第１速度で鋳造システム１０２から金属ストリップ１１０を受け入れて一連の移動ローラ間に蓄積するインラインアキュムレータを使用して、第１速度とは異なる第２速度で連続金属ストリップ１１０を熱間圧延システム１０６に供給することを可能にする。インラインアキュムレータは、鋳造システム１０２の所望の鋳造期間に基づいて、第１速度と第２速度との間の所定の期間の差に適応するようなにサイズ設定することができる。鋳造システム１０２が連続的に動作することが望まれるシステムにおいて、コイルベースの格納システム１０４が望ましい。
図２は、本開示の特定の態様に係る分離型金属鋳造圧延システムを用いて様々なコイルを製造するタイミングチャート２００である。タイミングチャート２００は、コイルが鋳造システム２０２から格納システム２０４を通って、熱間圧延システム２０６を通るときの時間関数として、様々なコイルの各々の位置及びそれに対して実行されるプロセスを示す。鋳造システム２０２、格納システム２０４及び熱間圧延システム２０６は、図１の分離型金属鋳造圧延システム１００の鋳造システム１０２、格納システム１０４及び熱間圧延システム１０６とすることができる。
上述のように、鋳造システム２０２は、中間コイルを鋳造することができる。ブロック２２２Ａ、２２２Ｂ、２２２Ｃ、２２２Ｄ及び２２２Ｅはそれぞれ中間コイルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ及びＥの鋳造時間を表す。鋳造システム２０２は、特定の鋳造速度で各中間コイルを鋳造することができる。したがって、コイル鋳造時間２２８は、鋳造システム２０２が単一の中間コイルを鋳造して巻き取るために必要な時間を表すことができる。いくつかの場合において、鋳造システム２０２は、鋳造システム２０２が次の中間コイルを鋳造して巻き取るようにリセットされるリセット時間を経つ。他の場合において、鋳造システム２０２は、次の中間コイルの鋳造及び巻き取りを直ちに開始することができる。図２に示すように、鋳造システム２０２は、中間コイルを連続的に繰り返して出力することができる。
中間コイルを、格納及び／又は任意の処理（例えば、再加熱）のために、格納システム２０４に輸送することができる。ブロック２２４Ａ、２２４Ｂ、２２４Ｃ、２２４Ｄ及び２２４Ｅはそれぞれ中間コイルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ及びＥの格納期間を表す。鋳造システム２０２の速度は熱間圧延システム２０６の速度から分離されるため、格納システム２０４は、利用可能な熱間圧延システム２０６の数と鋳造システム２０２及び熱間圧延システム２０６の速度に応じて、様々な時間量に任意の適切な数の中間コイルを格納することができる。
いくつかの場合には、各中間コイルは、格納システム２０４内に最小格納時間２３０に留まることができ、該最小格納時間は、格納中に任意の処理を実行することに必要な最小時間とすることができる。いくつかの場合において、最小格納時間２３０は存在せず、かつ中間コイルは、熱間圧延システム２０６が中間コイルを受け入れることに利用可能である場合、格納せずに熱間圧延システム２０６に送達することができる。例えば、最小格納時間２３０がない場合、中間コイルＡをそのまま熱間圧延システム２０６に送達し、かつブロック２２４Ａが存在しない。
熱間圧延システム２０６に提供される中間コイルは、供給可能なコイルに圧延又は処理されてよい。ブロック２２６Ａ、２２６Ｂ、２２６Ｃ、２２６Ｄ及び２２６Ｅはそれぞれ中間コイルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ及びＥのための熱間圧延システム２０６がかかる時間を表す。熱間圧延システム２０６は、設定された速度で動作することができ、それにより、熱間圧延システム２０６内に中間ロールを熱間圧延又は処理することに必要な時間を表すコイル圧延時間２３２が生じる。
分離する間、金属ストリップが１つのシステムから次のシステムに連続的に通過するとき、金属ストリップを鋳造、格納、熱間圧延するプロセスが連続的であるとされ得る。コイル鋳造時間２２８がコイル圧延時間２３２よりも短い場合、格納システム２０４は特に望ましい。コイル鋳造時間２２８とコイル圧延時間２３２との差は、全体的な鋳造期間（例えば、鋳造システム２０２は停止前に中間コイルを連続的に鋳造することが望まれる時間の長さ）の関数として、格納システム２０４の必要なサイズを決定することができる。
図３は、本開示の特定の態様に係る分離型連続鋳造システム３００を示す概略図である。分離型連続鋳造システム３００は、連続鋳造装置、例えばベルト式連続鋳造機３０８を含む。ベルト式連続鋳造機３０８は、液体金属３３６を凝固させることに十分な冷却速度で液体金属３３６から熱を抽出できる対向するベルト３３４を含み、固体がベルト式連続鋳造機３０８から金属ストリップ３１０として排出される。ベルト式連続鋳造機３０８は、所望の鋳造速度で動作することができる。対向するベルト３３４は、任意の適切な材料で製造することができるが、いくつかの場合において、ベルト３３４は銅から製造される。ベルト式連続鋳造機３０８内の冷却システムは、液体金属３３６から十分な熱を抽出することができ、それによりベルト式連続鋳造機３０８を出る金属ストリップ３１０は２００～５３０℃の間の温度を有するが、他の範囲も使用することができる。
いくつかの場合において、ベルト式連続鋳造機３０８を出る金属ストリップ３１０が２００℃未満の温度を有するように金属から十分な熱を抽出するように構成されたベルト式連続鋳造機３０８を使用して、急速凝固及び急速冷却を達成することができる。他の場合において、ベルト式連続鋳造機３０８の直下流に、又はその直後に配置された焼入れシステム３１４によって、鋳造後の急速冷却を実行することができる。焼入れシステム３１４は、金属ストリップ３１０から十分な熱を抽出することができ、それにより、金属ストリップ３１０がベルト式連続鋳造機３０８を出る温度にかかわらず、金属ストリップは１００℃以下の温度で焼入れシステム３１４を出る。一つの例として、焼入れシステム３１４は、約１０秒以内に金属ストリップ３１０の温度を１００℃以下に下げるように構成することができる。
焼入れシステム３１４は、冷却剤３４２を金属ストリップ３１０に配布するための１つ以上のノズル３４０を含むことができる。冷却剤３４２を、適切な配管によってノズル３４０に連結された冷却剤源３４６からノズル３４０に供給することができる。焼入れシステム３１４は、金属ストリップ３１０に適用される冷却剤３４２の量を調整するために、１つ以上のバルブ３４４を含むことができ、バルブ３４４は、１つ以上のノズル３４０に関連するバルブ３４４、及び／又は冷却剤源３４６に関連するバルブ３４４を含む。いくつかの場合において、冷却剤源３４６は、冷却剤３４２の所望の温度を設定するための温度制御装置を含むことができる。コントローラ３５２は、バルブ３４４、冷却剤源３４６及び／又はセンサ３５０に動作可能に連結して、焼入れシステム３１４を制御することができる。センサ３５０は、金属ストリップ３１０の温度、例えば、金属ストリップ３１０が焼入れシステム３１４を出るときの金属ストリップ３１０の温度を決定する任意の適切なセンサとすることができる。検出された温度に基づいて、コントローラ３５２は、冷却剤３４２の温度又は冷却剤３４２の流量を調整して、金属ストリップ３１０が焼入れシステム３１４を出るときの金属ストリップ３１０の温度を所望のパラメータ内（例えば、１００℃未満）に維持することができる。
焼入れシステム３１４は、金属ストリップ３１０をある距離３４８冷却し始めるように配置することができ、該距離３４８部分の下流で、金属ストリップ３１０がベルト式連続鋳造機３０８を出る。距離３４８は、実行可能な限り小さくすることができる。いくつかの場合において、距離３４８は、５ｍ、４ｍ、３ｍ、２ｍ、１ｍ、５０ｃｍ、２５ｃｍ、２０ｃｍ、１５ｃｍ、１０ｃｍ、５ｃｍ、２．５ｃｍ、又は１ｃｍ以下である。
焼入れシステム３１４を出る金属ストリップ３１０は、分散質形成要素の望ましい分布を有することができ、したがって本明細書に開示されるように、後続の分散質形成（例えば、分散質析出）の望ましい状態にあることができる。焼入れシステム３１４を出る金属ストリップ３１０は、巻取装置によって中間コイルに巻き取ることができる。
図４は、本開示の特定の態様に係る中間コイル垂直格納システム４００を示す概略図である。中間コイル垂直格納システム４００は、図１の格納システム１０４とすることができる。中間コイル垂直格納システム４００は、中間コイル４１２、例えば、スピンドル４５２の周りに巻かれた金属ストリップ４１０を含む中間コイル４１２を格納するために使用することができる。中間コイル４１２は、垂直方向に持ち上げられ、そして、垂直支持体４５６を有する格納ラック４５４上に配置される。垂直支持体４５６は、スピンドル４５２と相互作用して、中間コイル４１２を垂直方向に確実に維持することができる。いくつかの場合において、垂直支持体４５６は、スピンドル４５２の開口部内に嵌合する拡張突出部とすることができるが、他の部材も使用することができる。いくつかの場合において、格納ラック４５４は、中間コイル４１２の金属ストリップ４１０を保管ラック４５４から間隔を空けて保持するための肩部４５８を含むことができる。いくつかの場合において、中間コイル４１２は、スピンドルのない金属ストリップ４１０を含むことができ、その場合に、垂直支持体４５６は、コイル状金属ストリップ４１０によって形成される中央開口部内に嵌合することができる。
図５は、本開示の特定の態様に係る中間コイル水平格納システム５００を示す概略図である。中間コイル水平格納システム５００は、図１の格納システム１０４とすることができる。中間コイル水平格納システム５００は、中間コイル５１２、例えば、スピンドル５５２の周りに巻かれた金属ストリップ５１０を含む中間コイル５１２を格納するために使用することができる。中間コイル水平格納システム５００は、中間コイル５１２のスピンドル５５２を水平方向に支持するための１つ以上の水平支持体５６２を含むことができる。いくつかの場合において、１つ以上の水平支持体５６２は、単一の構造体５６４、例えば壁又は他の適切な構造に固定されてよい。
いくつかの場合において、中間コイル５１２は、格納中に回転方向５６０に回転することができる。回転は、周期的に（例えば、１０分毎に３０秒間回転する）又は連続的に発生することができる。いくつかの場合において、水平支持体５６２は、中間コイル５１２を回転させるモータ又は他の動力源を含むことができる。
いくつかの場合において、中間コイル５１２は、スピンドルのない金属ストリップ５１０を含むことができ、その場合に、水平支持体５６２は、中間コイル５１２を水平方向に支持部材するスピンドル又は他の部材を含むことができる。いくつかの場合において、水平支持体は、コイル状金属ストリップ５１０により形成された中央開口からのそのようなスピンドルレス中間コイルを支持することができ、したがって、増加した重量が開口の下に重力的に位置する金属ストリップ５１０の部分に加えられることを回避する。しかしながら、いくつかの場合において、水平支持体５６２は、ローラ又は中間コイルの底部の下から中間コイルを水平方向に支持する他のそのような部材を含むことができる。いくつかの場合において、そのようなローラは、中間コイルの回転を容易にすることができる。
図６は、本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システム６００を示す概略図である。熱間圧延システム６００は、図１の熱間圧延システム１０６とすることができる。熱間圧延システム６００は、例えば、巻き戻し装置（例えば、巻き戻し機）により巻き戻された中間コイルの形で、金属ストリップ６１０を受け入れることができる。金属ストリップ６１０は、初期焼入れゾーン６６８、熱間圧延ゾーン６７０、熱処理ゾーン６７２及び熱処理焼入れゾーン６７４のような熱間圧延システム６００の様々なゾーンを通過することができる。熱間圧延システムは、より少ない又はより多いゾーンを含むことができる。
初期焼入れゾーン６６８では、金属ストリップ６１０を、熱間圧延ゾーン６７０内の熱間圧延に適した熱間圧延温度に冷却することができる。熱間圧延温度は、３５０℃又は約３５０℃であってもよいが、他の値が使用されてもよい。任意の適切な熱抽出装置は、初期焼入れ冷却剤６８０を金属ストリップ６１０に供給する初期焼入れノズル６７８のような初期焼入れゾーン６６８で使用することができる。様々なコントローラ及びセンサを、熱抽出装置が所望の量で冷却されることを保証するために使用することができる。初期焼入れゾーン６６８を、熱間圧延ゾーン６７０の直上流のような熱間圧延ゾーン６７０の上流に配置することができる。
熱間圧延ゾーン６７０では、１つ以上の熱間圧延スタンドは、金属ストリップ６１０の厚さを減少させることができる。熱間圧延は、金属ストリップ６１０が３５０℃又は約３５０℃の熱間圧延温度にある時に金属ストリップ６１０の厚さを減少させることを含むことができる。各熱間圧延スタンドは、金属ストリップ６１０と直接接触する１対の作業ロール６８２及び作業ロール６８２を通して金属ストリップ６１０に圧延力を加える１対のバックアップロール６８４を含むことができる。デュオスタンド、クオルトスタンド、セクストスタンド又はゼロを含む任意の適切な数のバックアップロールを有する他のスタンドのような他のタイプの熱間圧延スタンドを使用することができる。様々な熱抽出装置を、熱間圧延中に発生した機械的誘発熱を打ち消すために、金属ストリップ６１０、作業ロール６８２及び／又はバックアップロール６８４上に使用することができる。
熱処理ゾーン６７２では、１組の回転磁気ヒーター６８８のような加熱装置は、金属ストリップ６１０を加熱することができる。金属ストリップを、熱処理ゾーン６７２内で、５００℃又は約５００℃又はそれ以上の熱処理温度に加熱することができる。熱処理ゾーン６７２は、金属ストリップ６１０が熱間圧延ゾーン６７０を出た後にそれを急速に加熱することができる。様々なコントローラ及びセンサを、加熱装置が金属ストリップ６１０を熱処理温度に加熱することを保証するために、使用することができる。回転磁気ヒーター６８８は、金属ストリップ６１０と接触せずに、金属ストリップ６１０に近接して回転する電磁石又は永久磁石のローターを含むことができる。これらの回転磁気ヒーター６８８は、金属ストリップ６１０内に渦電流を誘導して、金属ストリップ６１０を加熱することができる変化磁界を生成することができる。
いくつかの場合において、熱処理ゾーン６７２内で通常実行された加熱は、熱間圧延中に発生した機械的誘発熱に熱処理温度に向かって、又はそれまで、又はそれ以上に金属ストリップ６１０を加熱させることにより、熱間圧延ゾーン６７０において全体的又は部分的に実行される。したがって、熱処理ゾーン６７２の任意の追加の加熱装置（例えば、回転磁気ヒーター６８８）は、より少ない程度で使用されるか又は熱間圧延システム６００から除外される。
熱処理焼入れゾーン６７４では、金属ストリップ６１０を１００℃又は約１００℃の所望の出力温度まで急速に冷却することができる。いくつかの場合において、金属ストリップを所望の巻取温度（例えば、約１００℃）以下に冷却し、その後、回転磁気ヒーターのような任意の適切な再加熱装置を使用して、金属ストリップを所望の巻取温度まで再加熱する。熱処理焼入れゾーン６７４を、熱処理ゾーン６７２の直下流に配置し、かつ金属ストリップ６１０が５秒以下又は１秒以下のような所望の期間よりも長くない間の熱処理温度以上に維持されることを保証するのに十分な距離にすることができる。いくつかの場合において、所望の期間は可能な限り短く、熱処理ゾーン６７２と熱処理焼入れゾーン６７４との間の距離を短くする。熱処理焼入れゾーン６７４は、熱処理焼入れ冷却剤６９２を金属ストリップ６１０に供給する１つ以上の熱処理焼入れノズル６９０を含むことができる。いくつかの場合において、熱処理焼入れ冷却剤６９２は、初期焼入れ冷却剤６８０と同じ冷却剤である。
熱間圧延システム全体６００にわたって、様々な支持ロール６８６を、熱間圧延システム６００を通した金属ストリップ６１０の通過を容易にするために、使用することができる
図７は、本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システム７００及びその上で圧延される金属ストリップ７１０の関連温度プロファイル７０１を示す組み合わせ概略図及びチャートである。熱間圧延システム７００は、図１の熱間圧延システム１０６とすることができる。
熱間圧延システム７００は、上流の巻き戻しから下流の巻き取りまで、予熱ゾーン７９４、初期焼入れゾーン７６８、熱間圧延ゾーン７７０、熱処理ゾーン７７２及び熱処理焼入れゾーン７７４を含む。温度プロファイル７０１は、金属ストリップ７１０が標準温度（例えば、点線で示された３５０℃）又は予熱温度（例えば、点線で示された５３０＋℃）のいずれか１つで、熱間圧延システム７００に入ることを示す。予熱温度で入ると、予熱ゾーン７９４は、金属ストリップ７１０にほとんどの追加の熱を加えるか又は全く加えない。しかしながら、所望の予熱温度よりも低い任意の温度（例えば、５３０℃以上）で入ると、予熱ゾーン７９４内の１つ以上の加熱装置は、金属ストリップ７１０に熱を加えて、金属ストリップの温度を所望の予熱温度以上に上昇させる。本明細書に開示されるように、金属ストリップ７１０の予熱（７９５）は、金属ストリップ７１０内の分散質配置を改善することができる。いくつかの場合において、予熱ゾーン７９４は、１組の回転永久磁石７８８を含むことができるが、他の加熱装置を使用することもできる。
熱間圧延ゾーン７７０に入る前に、金属ストリップ７１０は、初期焼入れゾーン７６８内の初期焼入れ７６９を受けることができる。初期焼入れゾーン７６８では、１つ以上の初期焼入れノズル７７８により供給された初期焼入れ冷却剤７８０は、後続の熱間圧延（７７０）のために、金属ストリップ７１０の温度を熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで降下することができる。
熱間圧延ゾーン７７０内の熱間圧延処理プロセスにおいて、作業ロール７８２を通してバックアップロール７８４から加えられる力のため、金属ストリップ７１０の厚さが減少する。熱間圧延により発生した機械的誘発熱を打ち消すために、１つ以上の圧延冷却剤ノズル７９６は、１つ以上の金属ストリップ７１０、作業ロール７８２又はバックアップロール７８４に圧延冷却剤７９８を供給することができる。したがって、温度プロファイル７０１に見られるように、熱間圧延ゾーン全体７７０にわたって、金属ストリップ７１０の温度を圧延温度又はその付近に維持することができる。
熱処理ゾーン７７２では、金属ストリップ７１０は７７３を熱処理温度（例えば、５００℃又はその付近又はそれ以上）に加熱することができる。熱処理ゾーン７７２は、１組の回転永久磁石７８８を含むことができるが、他の加熱装置を使用することもできる。熱処理焼入れゾーン７７４では、金属ストリップ７１０は７７５を、出力温度（例えば、１００℃以下）のような熱間圧延温度以下の温度まで焼入れすることができる。熱処理焼入れゾーン７７４は、１つ以上の熱処理焼入れノズル７９０から熱処理焼入れ冷却剤７９２を供給することにより、金属ストリップ７１０を冷却することができる。いくつかの場合において、初期焼入れ冷却剤７８０、圧延冷却剤７９８及び熱処理焼入れ冷却剤７９２は、同じ冷却剤源を由来とするが、その必要はない。
図８は、本開示のいくつかの態様に係る、意図的に過冷却された圧延スタンドを有する熱間圧延システム８００及びその上で圧延される金属ストリップ８１０の関連温度プロファイル８０１を示す組み合わせ概略図及びチャートである。熱間圧延システム８００は、図１の熱間圧延システム１０６とすることができる。
熱間圧延システム８００は、上流の巻き戻しから下流の巻き取りまで、予熱ゾーン８９４、初期焼入れゾーン８６８、熱間圧延ゾーン８７０、熱処理ゾーン８７２及び熱処理焼入れゾーン８７４を含む。温度プロファイル８０１は、金属ストリップ８１０が標準温度（例えば、点線で示された３５０℃）又は予熱温度（例えば、点線で示された５３０＋℃）のいずれか１つで、熱間圧延システム８００に入ることを示す。予熱温度で入ると、予熱ゾーン８９４は、金属ストリップ８１０にほとんどの追加の熱を加えるか又は全く加えない。しかしながら、所望の予熱温度よりも低い任意の温度（例えば、５３０℃以上）で入ると、予熱ゾーン８９４内の１つ以上の加熱装置は、金属ストリップ８１０に熱を加えて、金属ストリップの温度を所望の予熱温度以上に上昇させる。本明細書に開示されるように、金属ストリップ８１０の予熱（８９５）は、金属ストリップ８１０内の分散質配置を改善することができる。いくつかの場合において、予熱ゾーン８９４は、１組の回転永久磁石８８８を含むことができるが、他の加熱装置を使用することもできる。
熱間圧延ゾーン８７０に入る前に、金属ストリップ８１０は、初期焼入れゾーン８６８内の初期焼入れ８６９を受けることができる。初期焼入れゾーン８６８では、１つ以上の初期焼入れノズル８７８により供給された初期焼入れ冷却剤８８０は、後続の熱間圧延（８７０）のために、金属ストリップ８１０の温度を熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで降下することができる。
熱間圧延ゾーン８７０内の熱間圧延プロセスにおいて、作業ロール８８２を通してバックアップロール８８４から加えられる力のため、金属ストリップ８１０の厚さが減少する。熱間圧延により発生した機械的誘発熱を打ち消すために、１つ以上の圧延冷却剤ノズル８９６は、１つ以上の金属ストリップ８１０、作業ロール８８２又はバックアップロール８８４に圧延冷却剤８９８を供給することができる。しかしながら、図７の熱間圧延システム７００とは対照的に、熱間圧延システム８００は、意図的に過冷却された圧延スタンドを含む。機械的誘発熱を完全に打ち消すために、圧延冷却剤ノズル８９６に必要以下の圧延冷却剤８９８を加えることにより、圧延スタンド８９８が意図的に過冷却される。したがって、温度プロファイル８０１に見られるように、金属ストリップ８１０は、熱間圧延ゾーン８７０を通過する時に、その温度を、圧延温度以上に上昇させ、例えば、ターゲット熱処理温度に向かって、又はそれまで、又はそれ以上に上昇させることができる。いくつかの場合において、より少ない圧延冷却剤８９８を加えることに代わって、異なる温度又は異なる混合の圧延冷却剤８９８を使用してより少ない熱抽出を提供することができる。
熱処理ゾーン８７２では、金属ストリップ８１０は８７３を熱処理温度（例えば、５００℃又はその付近又はそれ以上）に加熱することができる。熱処理ゾーン８７２は、１組の回転永久磁石８８８を含むことができるが、他の加熱装置を使用することもできる。熱間圧延スタンドが意図的に過冷却されると、熱処理ゾーン８７２は、金属ストリップ８１０内の所望の熱処理温度を達成するために、ほとんどの追加の熱を加えるか又は全く加えない。
熱処理焼入れゾーン８７４では、金属ストリップ８１０は８７５を出力温度（例えば、１００℃以下）のような熱間圧延温度以下の温度まで焼入れすることができる。熱処理焼入れゾーン８７４は、１つ以上の熱処理焼入れノズル８９０から熱処理焼入れ冷却剤８９２を供給することにより、金属ストリップ８１０を冷却することができる。いくつかの場合において、初期焼入れ冷却剤８８０、圧延冷却剤８９８及び熱処理焼入れ冷却剤８９２は、同じ冷却剤源から由来するが、その必要はない。
図９は、本開示のいくつかの態様に係る、分離型システムの第１変形形態及び分離型システムの第２変形形態に関連して金属ストリップを鋳造圧延するプロセスを示す組み合わせフローチャート及び概略図である。ブロック９０３で、金属ストリップを、ベルト式連続鋳造機のような連続鋳造装置を使用して鋳造することができる。金属ストリップを第１速度で鋳造することができる。ブロック９０５で、金属ストリップを、例えば、中間コイルの形で保管することができる。ブロック９０７で、金属ストリップを再加熱温度（例えば、５５０℃又は約５００℃又はそれ以上）まで、又はそれ以上に再加熱することができる。いくつかの場合において、再加熱温度は４００℃～５８０℃又は約４００℃～５８０℃であってもよい。金属ストリップを再加熱期間に再加熱することができる。いくつかの場合において、再加熱期間は、６時間以下、２時間以下、１時間以下、５分間以下又は１分間以下であってもよい。いくつかの場合において、再加熱期間を、所望の量の分散質析出を誘発するために選択することができる。ブロック９０９で、金属ストリップを熱間圧延して金属ストリップの厚さを所望の厚さに減少させることができる。金属ストリップを、第１速度と異なる第２速度で熱間圧延することができる。第２速度は、第１速度より遅くてもよい。任意のブロック９１１で、送出のために金属ストリップを巻き取ることができる。
図９の右側部分は、分離型鋳造圧延システムの第１変形形態９０１Ａ及び分離型鋳造圧延システムの第２変形形態９０１Ｂのいくつかのサブシステムにより、プロセス９００のどのブロックを実行することができるかを示す概略図である。
第１変形形態９０１Ａでは、ブロック９０３での鋳造は、鋳造システム９０２Ａにより実行される。ブロック９０５での金属ストリップの保管及びブロック９０７での金属ストリップの再加熱は、保管システム９０４Ａにより実行される。ブロック９０９での金属ストリップの熱間圧延及びブロック９１１での金属ストリップの任意の巻き取りは、熱間圧延システム９０６Ａにより実行される。
第２変形形態９０１Ｂでは、ブロック９０３での鋳造は、鋳造システム９０２Ｂにより実行される。ブロック９０５での金属ストリップの保管は、保管システム９０４Ｂにより実行される。ブロック９０７での金属ストリップの再加熱、ブロック９０９での金属ストリップの熱間圧延及びブロック９１１での金属ストリップの任意の巻き取りは、熱間圧延システム９０６Ｂにより実行される。
図１０は、本開示のいくつかの態様に係る、金属ストリップを鋳造圧延するプロセス１０００を示す概略図である。ブロック１００２で、ベルト式連続鋳造機のような連続鋳造装置は、金属ストリップを鋳造する。金属ストリップを第１速度で鋳造することができる。ブロック１００４で、金属ストリップは、連続鋳造装置を出た時、例えば鋳造装置を直ちに出る時又はその直後に、それを焼入れ（例えば、急速冷却）することができる。ブロック１００６で、金属ストリップを中間コイルに巻き取ることができる。
ブロック１００８で、中間コイルを保管することができる。中間コイルを保管することは、任意に、中間コイルを垂直方向又は水平方向に保管することを含むことができ、任意に、中間コイルを吊り下げる及び／又は中間コイルを回転させることを含むことができる。ブロック１００８で、中間コイルを予熱温度まで任意に予熱することができる。
ブロック１０１０で、金属ストリップを、例えば、熱間圧延システムの巻き戻し装置により、中間コイルから巻き戻すことができる。任意のブロック１０１４で、金属ストリップを再加熱温度に再加熱することができる。ブロック１００８で中間コイルが再加熱温度に再加熱された場合、ブロック１０１４での再加熱は回避される。
ブロック１０１６で、金属ストリップを熱間圧延温度に焼入れすることができる。ブロック１０１８で、金属ストリップを所望の厚さに熱間圧延することができる。金属ストリップを、第１速度と異なる第２速度で熱間圧延することができる。第２速度は、第１速度より遅くてもよい。
任意のブロック１０２０で、金属ストリップを熱処理温度に加熱することができる。金属ストリップを熱処理温度に加熱することは、金属ストリップが熱間圧延ゾーンを出た後又はその直後に、金属ストリップに熱を急速に加えることを含むことができる。金属ストリップを熱処理温度に加熱することは、短期間に金属ストリップに熱を急速に加えることを含むことができる。ブロック１０２２では、金属ストリップを高速焼入れすることができる。ブロック１０２２での金属ストリップの高速焼入れは、所望の持続時間後にブロック１０２０の熱処理を停止することができる。ブロック１０２２での金属ストリップの高速焼入れは、金属ストリップの温度を、例えば、１００℃又は１００℃付近又は以下などの出力温度まで低下させることができる。任意のブロック１０２４では、金属ストリップは、供給可能なコイル（例えば、完成したコイル）に巻き取ることができる。ブロック１０２４では、金属ストリップは、顧客への供給に必要な物理的及び／又は化学的特性（例えば、所望の仕様に適合する特性）を有する。
図１１は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れなしで鋳造され、圧延される前に高温で貯蔵される金属ストリップの温度プロファイルを示すチャート１１００である。チャート１１００のＸ軸は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿った上流方向から下流方向へ（例えば、左から右へ）の距離を表す。チャート１１００のＹ軸は、温度（℃）である。チャート１１００のライン１１０２は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿って移動するときの金属の近似温度を表す。金属ストリップは、約５６０℃で鋳造装置を出るように示されているが、場合によっては、金属ストリップは、約３５０℃と４５０℃を含む、約２００℃と５６０℃との間の温度で鋳造装置を出ることができる。
鋳造後の焼入れが行われない場合、鋳造装置を出る金属ストリップの温度は、巻き取る前に低下しないか、又はわずかに低下する可能性がある。鋳造と熱間圧延との間に予熱（例えば、貯蔵中の予熱）が発生すると、金属ストリップは、高温（例えば、５３０℃又は５３０℃付近又は以上）に維持されてもよく、その温度又はその温度付近で熱間圧延システムに供給されてもよい。熱間圧延中に、金属ストリップは、少なくとも金属ストリップが熱間圧延システムの圧延スタンドを通過する期間、熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで温度を低下させることができる。金属ストリップは、出力温度（例えば、１００℃又は１００℃付近又は以下）まで焼入れされる前に、熱処理温度（例えば、５００℃又は５００℃付近又は以上）に急速に再加熱することができる。
図１２は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れをせずに、圧延前の予熱をする鋳造されている金属ストリップの温度プロファイルを示すチャート１２００である。チャート１２００のＸ軸は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿った上流方向から下流方向へ（例えば、左から右へ）の距離を表す。チャート１２００のＹ軸は、温度（℃）である。チャート１２００のライン１２０２は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿って移動するときの金属の近似温度を表す。金属ストリップは、約５６０℃で鋳造装置を出るように示されているが、場合によっては、金属ストリップは、約３５０℃と４５０℃を含む、約２００℃と５６０℃との間の温度で鋳造装置を出ることができる。
鋳造後の焼入れが行われない場合、鋳造装置を出る金属ストリップの温度は、巻き取る前に低下しないか、又はわずかに低下する可能性がある。熱間圧延システムで予熱がインラインで行われる場合（例えば、熱間圧延の直前）、金属ストリップは、貯蔵中に温度が低下し、約３５０℃で熱間圧延システムに入る可能性がある。熱間圧延システムで行われるインライン予熱は、金属ストリップの温度を予熱温度（例えば、５３０℃又は５３０℃付近又は以上）まで急速に上昇させることができる。再加熱の直後、金属ストリップは、熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで焼入れされ、少なくとも金属ストリップが熱間圧延システムの圧延スタンドを通過する期間に維持することができる。金属ストリップは、出力温度（例えば、１００℃又は１００℃付近又は以下）まで焼入れされる前に、熱処理温度（例えば、５００℃又は５００℃付近又は以上）に急速に再加熱することができる。
図１３は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れをして鋳造され、圧延される前に高温で貯蔵される金属ストリップの温度プロファイルを示すチャート１３００である。チャート１３００のＸ軸は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿った上流方向から下流方向へ（例えば、左から右へ）の距離を表す。チャート１３００のＹ軸は、温度（℃）である。チャート１３００のライン１３０２は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿って移動するときの金属の近似温度を表す。金属ストリップは、約５６０℃で鋳造装置を出るように示されているが、場合によっては、金属ストリップは、約３５０℃と４５０℃を含む、約２００℃と５６０℃との間の温度で鋳造装置を出ることができる。
鋳造後の焼入れが行われると、鋳造装置を出る金属ストリップの温度は、巻き取る前に急速に低下する可能性がある。この高速焼入れは、金属ストリップの温度を約５００℃、４００℃、３００℃、２００℃又は１００℃又はそれらの以下に下げることができる。鋳造と熱間圧延との間に予熱（例えば、貯蔵中の予熱）が発生すると、金属ストリップは、高温（例えば、５３０℃又は５３０℃付近又は以上）に維持されてもよく、その温度又はその温度付近で熱間圧延システムに供給されてもよい。熱間圧延中に、金属ストリップは、少なくとも金属ストリップが熱間圧延システムの圧延スタンドを通過する期間、熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで温度を低下させることができる。金属ストリップは、出力温度（例えば、１００℃又は１００℃付近又は以下）まで焼入れされる前に、熱処理温度（例えば、５００℃又は５００℃付近又は以上）に急速に再加熱することができる。
図１４は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れをして鋳造され、圧延前に予熱された金属ストリップの温度プロファイルを示すチャート１４００である。チャート１４００のＸ軸は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿った上流方向から下流方向へ（例えば、左から右へ）の距離を表す。チャート１４００のＹ軸は、温度（℃）である。チャート１４００のライン１４０２は、分離型連続鋳造及び圧延システムに沿って移動するときの金属の近似温度を表す。金属ストリップは、約５６０℃で鋳造装置を出るように示されているが、場合によっては、金属ストリップは、約３５０℃と４５０℃を含む、約２００℃と５６０℃との間の温度で鋳造装置を出ることができる。
鋳造後の焼入れが行われると、鋳造装置を出る金属ストリップの温度は、巻き取る前に急速に低下する可能性がある。この高速焼入れは、金属ストリップの温度を約５００℃、４００℃、３００℃、２００℃又は１００℃又はそれらの以下に下げることができる。金属ストリップは、温度が低下してもよく、又はコイリング中に加熱されてもよい。巻き取り中の金属ストリップの温度に応じて、金属ストリップは、温度が低下してもよく、又は巻き取り中に加熱されてもよい。金属ストリップは、約３５０℃で熱間圧延システムに入ることができるが、場合によっては、それ以下の温度で熱間圧延システムに入ることができる。熱間圧延システムで行われるインライン予熱は、金属ストリップの温度を予熱温度（例えば、５３０℃又は５３０℃付近又は以上）まで急速に上昇させることができる。再加熱の直後、金属ストリップは、熱間圧延温度（例えば、３５０℃又は３５０℃付近）まで焼入れされ、少なくとも金属ストリップが熱間圧延システムの圧延スタンドを通過する期間に維持することができる。金属ストリップは、出力温度（例えば、１００℃又は１００℃付近又は以下）まで焼入れされる前に、熱処理温度（例えば、５００℃又は５００℃付近又は以上）に急速に再加熱することができる。
図１５は、本開示のいくつかの態様による、分離型鋳造及び圧延システムを使用して鋳造された金属ストリップ１５０１と比較した、標準的なＤＣ鋳造金属ストリップ１５００についてのアルミニウム合金ＡＡ６０１４中の鉄含有（Ｆｅ含有）金属間化合物を示す一連の拡大画像である。金属ストリップ１５００は、長い熱処理時間（例えば、約数時間又は約数日間）を含む標準的な直接チル鋳造技術に従って製造された。金属ストリップ１５０１は、本開示のいくつかの態様に従って製造された。
金属ストリップ１５００及び１５０１の画像を比較すると、ＤＣ鋳造金属ストリップ１５００は、サイズが数十ミクロンである多くの大きな金属間化合物を示し、一方、金属ストリップ１５０１に見られる金属間化合物は、長さが数ミクロン以下である最大の金属間化合物でさえもはるかに小さい。金属間化合物のこれらの異なる配置は、ＤＣ鋳造金属ストリップ１５００中の凝固が、金属ストリップ１５０１中の凝固と比較して相対的にゆっくり発生したことを示す。実際に、金属ストリップ１５０１の凝固は、ＤＣ鋳造金属ストリップ１５００の凝固速度よりも約１００倍速い速度で発生した。
図１６は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れをせずに鋳造された金属ストリップ１６０１と、鋳造後の焼入れをして鋳造された金属ストリップ１６００とを比較する、５５０℃で１時間再加熱された６ｘｘｘ系アルミニウム合金金属ストリップ中の分散質を示す一連の走査型透過電子顕微鏡写真である。金属ストリップ１６００、１６０１のそれぞれは、図１の連続鋳造システム１０２のような、本明細書に記載の連続鋳造システムを使用して製造され、しかしながら、金属ストリップ１６００に使用される鋳造システムは、図３の高速焼入れシステム３１４のような高速焼入れシステムを含んでいたが、金属ストリップ１６０１に使用される鋳造システムは、高速焼入れシステムを含まなかった。
金属ストリップ１６０１は、約４５０℃で連続ベルト鋳造機から出て、３時間かけて約１００℃まで空冷された。金属ストリップ１６００は、約４５０℃で連続ベルト鋳造機から出て、約１０秒以下で１００℃まで直ちに焼入れされた。金属ストリップ１６０１及び金属ストリップ１６００の両方は、５５０℃で１時間予熱された従来の抵抗炉で再加熱された。
金属ストリップ１６０１の分散質配置は、大部分が大きすぎるか又は小さすぎる、ほんの少数の望ましいサイズの分散質を示す。対照的に、金属ストリップ１６００の分散質配置は、望ましいサイズの分散質のよく分布した配置を示す。望ましいサイズの分散質は、平均して、１０ｎｍ～５００ｎｍ又は１０ｎｍ～１００ｎｍの直径を有することができる。参考として、５０ｎｍのドット（例えば、中間範囲の望ましい分散質）及び１００ｎｍのドット（例えば、最大の望ましい分散質）が、各顕微鏡写真の左側に、顕微鏡写真の近似尺度で示される。
連続鋳造後の即時焼入れのため、（例えば、示されるように再加熱される前の）金属ストリップ１６００への前駆体金属ストリップは、アルミニウムマトリックス内で過飽和に保持された、小型でよく分散した多くの分散質形成元素を含んでいた。分散質形成元素で過飽和されたこのマトリックスは、図１６に示される望ましい分散質配置を生成するために再加熱できる前駆体金属として独特に有利である。金属ストリップ１６００への前駆体金属ストリップが再加熱されると、分散質は、過飽和マトリックスから示された所望の分散質配置に析出し始めた。対照的に、鋳造後の焼入れをせずに、金属ストリップ１６０１の分散質配置は、よく分布されず、望ましくない大きな分散質を含む。
図１７は、本開示のいくつかの態様に係る、従来の半連続鋳造技術を用いて製造された７ｘｘｘ系金属ストリップと、分離型連続鋳造及び圧延を用いて製造された７ｘｘｘ系金属ストリップと、の降伏強度及び３点曲げ試験結果を比較するチャート１７００である。チャート１７００は、従来の直接チル鋳造技術と比較して、本明細書に開示される分離型連続鋳造及び圧延システムを使用することによって、同じ３点曲げ特性を達成することができると同時に、より改善された（例えば、１５％改善された）降伏強度を達成することができることを示す。
図１８は、本開示のいくつかの態様に係る、従来の半連続鋳造技術を用いて製造された６ｘｘｘ系金属ストリップ、分離型連続鋳造及び圧延を用いて製造された６ｘｘｘ系金属ストリップ、との降伏強度及び固溶化熱処理浸漬時間結果を比較するチャート１８００である。チャート１８００は、所望の降伏強度特性（例えば、２９０ＭＰａ又は２９０ＭＰａ付近）が、通常、従来の半連続鋳造技術を用いた金属鋳造のための固溶化温度（例えば、５２０℃又は５２０℃付近）で少なくとも６０秒の浸漬時間を必要とすることを示す。しかしながら、本明細書に開示される分離型連続鋳造及び圧延システムを使用する金属鋳造については、固溶化温度でゼロ秒の浸漬時間で所望の降伏強度特性を達成することができる。
従来のＤＣ鋳造技術は、様々な強化粒子を溶液に戻すために、この６０秒の浸漬時間を必要とする。しかしながら、本開示の様々な態様による金属鋳造物中の粒子の望ましい配置のため、金属をその温度に数秒、１秒、さらには０．５秒以上保持する必要はなく、金属ストリップを固溶化温度まで単に加熱することによって、所望の強度を達成することができる。
この浸漬時間の大幅な節約は、固溶化熱処理が熱間圧延機とインラインで行われることが望ましい場合に特に重要である。金属ストリップは、熱間圧延スタンドの出口で約３００ｍ／ｍｉｎから８００ｍ／ｍｉｎ以上の速度で移動することができるので、ＤＣ鋳造金属ストリップに６０秒の浸漬を提供するのに必要な処理ラインの量は、３００～８００メートルを超えることができる。対照的に、本開示の様々な実施形態に従って製造された金属ストリップのための所望の浸漬時間を提供するのに必要な処理ラインの量は、無視できる。この距離は、実質的にゼロであるか、又は加熱装置（例えば回転磁気ヒーター）とそのすぐ下流の焼入れ装置との間に必要な最小距離と同じくらい小さくすることができる。
図１９は、本開示のいくつかの態様による、鋳造後の焼入れをせずに鋳造された金属ストリップ１９０１と、鋳造後の焼入れをして鋳造された金属ストリップ１９００とを比較する、５５０℃で８時間再加熱されたＡＡ６１１１アルミニウム合金金属ストリップ中の分散質を示す一連の走査型透過電子顕微鏡写真である。金属ストリップ１９００、１９０１のそれぞれは、図１の連続鋳造システム１０２のような、本明細書に記載の連続鋳造システムを使用して製造され、しかしながら、金属ストリップ１９００に使用される鋳造システムは、図３の高速焼入れシステム３１４のような高速焼入れシステムを含んでいたが、金属ストリップ１９０１に使用される鋳造システムは、高速焼入れシステムを含まなかった。
金属ストリップ１９０１は、約４５０℃で連続ベルト鋳造機から出て、３時間かけて約１００℃まで空冷された。金属ストリップ１９００は、約４５０℃で連続ベルト鋳造機から出て、（例えば、約１０秒以下で１００℃まで）直ちに焼入れされた。金属ストリップ１９０１と１９００の両方は、５４０℃まで５０℃／時の速度で徐々に再加熱され、そして５４０℃で８時間保持された。
金属ストリップ１９０１の分散質配置は、粗い分散質及びほんの少数の望ましいサイズの分散質を示す。対照的に、金属ストリップ１９００の分散質配置は、望ましいサイズの多くの分散質のよく分布した配置を示す。望ましいサイズの分散質は、平均して、１０ｎｍ～５００ｎｍ又は１０ｎｍ～１００ｎｍの直径を有することができる。参考のために、５０ｎｍのドット（例えば、中間範囲の望ましい分散質）、１００ｎｍのドット及び５００ｎｍのドットが、各顕微鏡写真の左側に、顕微鏡写真の近似尺度で示される。
連続鋳造後の即時焼入れのため、（例えば、示されるように再加熱される前の）金属ストリップ１９００への前駆体金属ストリップは、アルミニウムマトリックス内で過飽和に保持された、小型でよく分散した多くの分散質形成元素を含んでいた。分散質形成元素で過飽和されたこのマトリックスは、図１９に示される望ましい分散質配置を生成するために再加熱できる前駆体金属として独特に有利である。金属ストリップ１９００への前駆体金属ストリップが再加熱されると、分散質は、過飽和マトリックスから示された所望の分散質配置に析出し始めた。対照的に、鋳造後の焼入れをせずに、金属ストリップ１９０１の分散質配置は、それほど分布されず、より少なくより粗い分散質を含む。
図２０は、本開示のいくつかの態様による、熱間圧延及び焼入れ中にアルミニウム金属ストリップのＭｇ２Ｓｉの析出を示すチャート２０００である。チャート２０００は、６ｘｘｘ系のアルミニウム合金のようなアルミニウム合金について、特定の温度で費やされた時間に応じたＭｇ２Ｓｉの予想される析出を示す。強析出ゾーン２００１が示される。強析出ゾーン２００１の境界は、１％～９０％の間（例えば、０．０１～０．９の体積分率の間）のＭｇ２Ｓｉの予想される析出を示す。したがって、ラインが強析出ゾーン２００１の左端を横切るとき、そのラインに続く金属は、約１％のＭｇ２Ｓｉの析出を有すると予想され、それは、ラインが強析出ゾーン２００１の右端を横切るまで成長し、この点でそのラインに続く金属は、少なくとも９０％のＭｇ２Ｓｉの析出を有すると予想される。例えば、約４００℃で保持された金属は、約１．７秒までのＭｇ２Ｓｉの約１％以下の析出を有すると予想され、その温度で４０７秒維持されると、Ｍｇ２Ｓｉの少なくとも９０％の析出を有すると予想される。高析出ゾーン２００１内では、Ｍｇ２Ｓｉの析出は、急速に実行し、１％から９０％の析出まで急速に移行する。したがって、いくつかの場合において、金属ストリップが高析出ゾーン２００１内で費やす時間量を最小化することが望ましい場合がある。いくつかの場合において、Ｍｇ２Ｓｉ又は他の任意の析出物の所望の体積分率を達成するために計算された特定の時間量の後に、高析出ゾーン２００１から出ることが望ましい場合がある。
ライン２００３は、焼入れを含む熱間圧延の前、期間、及び後の金属ストリップの温度を示し、ここで、金属ストリップは、熱間圧延の前に予熱され、冷却され、再結晶温度より低い熱間圧延温度で圧延され、次に熱間圧延後に加熱され、最後に焼入れされる。ライン２００３は、金属ストリップが初期焼入れゾーン７６８、熱間圧延ゾーン７７０、熱処理ゾーン７７２、及び熱処理焼入れゾーン７７４を通過する時に、図７の金属ストリップ７１０のような金属ストリップの温度に追従することができる。
ライン２００３は、熱間圧延温度までの温度の初期低下を示す。金属ストリップは、第１圧延スタンド２００７、第２圧延スタンド２００９、及び第３圧延スタンド２０１１を通過することを含むことができる熱間圧延プロセス全体にわたって熱間圧延温度のままである。ライン２００３は、金属ストリップが第の圧延スタンド２００９及び第３圧延スタンド２０１１を通過する時に、Ｍｇ２Ｓｉの高析出ゾーン２００１内にあることに留意される。ライン２００３は、金属ストリップが熱間圧延後に熱処理され、次に焼入れされることを示すことができる。点２００５は、焼入れの開始時間を示す。
ライン２００３は、約２．５秒で高析出ゾーン２００１に入り、約１９．２秒で高析出ゾーン２００１から出るため、高析出ゾーン２００１内で約１６．７秒を費やす。いくつかの場合において、ライン２００３は、焼入れが開始すると温度が急速に低下する前に、温度が高析出ゾーン２００１の最も左側に上昇するにつれて、熱処理の終わり近くで高析出ゾーン２００１から短時間出る。
ライン２０１３は、焼入れを含む熱間圧延の前、その間、及びその後の金属ストリップの温度を示し、ここで、金属温度は、最終的に焼入れされる前に、熱間圧延中に徐々に冷却される。ライン２０１３は、熱間圧延ゾーン２１７０及び熱処理焼入れゾーン２１７４を通過する時に、図２１の金属ストリップ２１１０のような金属ストリップの温度に追従することができる。
ライン２０１３は、熱間圧延前の初期焼入れを少し示すかあるいは全く示さない。むしろ、金属ストリップは、熱間圧延中に、再結晶温度（例えば、５３０℃以上のような予熱温度）よりも高い熱間圧延入口温度から、熱間圧延入口温度より低い熱間圧延出口温度まで低下させることができる。ライン２０１３に示す熱間圧延中の温度低下を実現するために、熱間圧延機の各スタンドは、金属ストリップから熱を抽出することができる。熱処理プロセス中に、金属ストリップは、圧延後（例えば、熱間圧延後）の再結晶に頼る代わりに、熱間圧延プロセス中に動的再結晶を行うことができる。ライン２０１３は、第１熱間圧延スタンドの直前から焼入れプロセスの直後までの単調減少経路に追従することができる。
Ｍｇ２Ｓｉのような析出物の析出を制御することが望ましい場合がある。いくつかの場合において、析出量を最小化するか、又は予め設定された所望の量に制御することができる。例えば、析出を最小化することを望む場合、高析出ゾーン２００１内で費やされる時間量を最小化することができる。高析出ゾーン２００１内で費やされる時間量を最小化するために、金属ストリップは、熱間圧延出口温度で最終熱間圧延スタンドから出ることができ、その後、実質的な析出が予想される温度より低い温度（例えば、その特定の時間枠について高析出領域２００１より低い温度）に急速に焼入れすることができる。したがって、熱間圧延出口温度を最小化すること、及び／又は焼入れ中の冷却速度を最大化することが望ましい場合がある。本明細書に記載されるように、最終熱間圧延スタンド（例えば、第３熱間圧延スタンド２０２１）の減少量（例えば、厚さ減少率）を最大化するか、又は高速焼入れに適した熱間圧延出口温度を達成するのに適した減少量を少なくとも選択して、高析出ゾーン２００１内で費やされる時間を最小化することが望ましい場合がある。例えば、いくつかの場合において、第１熱間圧延スタンド２０１７、第２熱間圧延スタンド２０１９、及び第３熱間圧延スタンド２０２１のそれぞれで行われる減少量は、５０％の減少率（例えば、１６ｍｍから８ｍｍ、次いで８ｍｍから４ｍｍ、さらに４ｍｍから２ｍｍ）であってもよい。いくつかの場合において、第３熱間圧延スタンド２０２１で行われる減少量は、４０％、４５％、５０％、５５％、６０％、６５％、又は７０％を超えることができる。
熱間圧延出口温度は任意の適切な温度であってもよい。いくつかの場合において、金属が、約４５０℃、４４５℃、４４０℃、４３５℃、４３０℃、４２５℃、４２０℃、４１５℃、４１０℃、４０５℃、４００℃、３９５℃、３９０℃、３８５℃、３８０℃、３７５℃、３７０℃、３６５℃、３６０℃、３５５℃、３５０℃、３４５℃、３４０℃、３３５℃、３３０℃、３２５℃、３２０℃、３１５℃、３１０℃、３０５℃、又は３００℃以下の熱間圧延出口温度で最終熱間圧延スタンドから出るように、熱間圧延プロセス中に相当量の熱を除去することが望ましい場合がある。いくつかの場合において、熱間圧延出口温度は、約３７５℃～４０５℃、３８０℃～４００℃、３８５℃～３９５℃、又は約３９０℃であることが望ましい場合がある。再結晶温度より高い温度で第１熱間圧延スタンド２０１７に入り、金属ストリップが第２熱間圧延スタンド２０１９及び第３熱間圧延スタンド２０２１を通過する時に温度を熱間圧延出口温度まで低下させることにより、動的再結晶は、熱間圧延プロセス中に金属ストリップ内で行うことができる。他の数の圧延スタンドを使用することができる。
チャート２０００に示すように、ライン２００３は、約３．１秒で高析出ゾーン２００１に入り、約７．４秒で高析出ゾーン２００１から出るため、高析出ゾーン２００１内で約４．３秒を費やす。したがって、ライン２０１３の高析出ゾーン２００１の内の持続時間は、ライン２００３の高析出ゾーン２００１内の持続時間の約２５％であってもよい。この持続時間の差は、Ｍｇ２Ｓｉ又は他の析出物の析出量に実質的に影響を与えることができる。チャート２０００は、ＭＧ２Ｓｉの析出を示すが、他の析出物についても同様のチャートが存在し、同様の原理を適用することができる。
図２１は、本開示のいくつかの態様に係る、熱間圧延システム２１００及びその上で圧延される金属ストリップ２１１０の関連温度プロファイル２１０１を示す組み合わせ概略図及びチャートである。熱間圧延システム２１００は、図１の熱間圧延システム１０６とすることができ、図２０のライン２０１３に関して概説した原理に基づいて動作することができる。
熱間圧延システム２１００は、上流の巻き戻しから下流の巻き取りまで、任意の予熱ゾーン２１９４、熱間圧延ゾーン２１７０、及び焼入れゾーン２１７４を含む。温度プロファイル２１０１は、金属ストリップ２１１０が標準温度（例えば、点線で示された３５０℃）又は予熱温度（例えば、点線で示された５３０＋℃）のいずれか１つで、熱間圧延システム２１００に入ることを示す。予熱温度で入ると、予熱ゾーン２１９４は、金属ストリップ２１１０に追加の熱を少し加えるかあるいは全く加えない。しかしながら、所望の予熱温度よりも低い任意の温度（例えば、５３０℃以上）で入ると、予熱ゾーン２１９４内の１つ以上の加熱装置は、金属ストリップ２１１０に熱を加えて、金属ストリップの温度を所望の予熱温度以上に上昇させる。本明細書に開示されるように、金属ストリップ２１１０の予熱２１９５は、金属ストリップ２１１０内の分散質配置を改善することができる。いくつかの場合において、予熱ゾーン２１９４は、１組以上の回転永久磁石２１８８を含むことができるが、他の加熱装置を使用することもできる。
熱間圧延ゾーン２１７０に入る前に、金属ストリップ２１１０は、初期焼入れを少し行うかあるいは全く行わない。したがって、金属ストリップ２１１０は、熱間圧延ゾーン２１７０に入る時、高温（例えば、約５３０℃以上）を有することができる。
熱間圧延ゾーン２１７０内の熱間圧延プロセス中に、作業ロール２１８２を通してバックアップロール２１８４から加えられる力のため、金属ストリップ２１１０の厚さを減少させることができる。熱間圧延により発生した機械的誘発熱を打ち消して金属ストリップ２１１０に冷却効果を与えるために、１つ以上の圧延冷却剤ノズル２１９６は、１つ以上の金属ストリップ２１１０、作業ロール２１８２又はバックアップロール２１８４に圧延冷却剤２１９８を供給することができる。冷却剤２１９８は、潤滑油、空気、水、又はそれらの混合物のような任意の適切な冷却剤であってもよい。したがって、温度プロファイル２１０１に見られるように、金属ストリップ２１１０の温度は、熱間圧延ゾーン２１７０の全体にわたって熱間圧延入口温度（例えば、約５３０℃以上）から熱間圧延入口温度より低い熱間圧延出口温度（例えば、約４００℃）まで単調に低下させることができる。いくつかの場合において、動的再結晶を確実に実行しながら、熱間圧延出口温度を最小化することが望ましい場合がある。この最小化は、例えば、比較的高速の厚さ減少を伴う比較的高速の圧延を介してなど、最終圧延スタンドで高速度の歪みを維持することによって達成することができる。
金属ストリップ２１１０を、熱間圧延ゾーン２１７０から出た直後に（例えば、再加熱することなく）焼入れすることができる。焼入れゾーン２１７４では、金属ストリップ２１１０を、出力温度（例えば、１００℃以下）のような、熱間圧延出口温度以下の温度まで焼入れすることができる（２１７５）。熱処理焼入れゾーン２１７４は、１つ以上の焼入れノズル２１９０から焼入れ冷却剤２１９２を供給することにより、金属ストリップ２１１０を冷却することができる。いくつかの場合において、圧延冷却剤２１９８及び焼入れ冷却剤２１９２は、同じ冷却剤源から由来するが、その必要がない。
図２２は、本開示のいくつかの態様に係るホットバンド連続鋳造システム２２００を示す概略図である。ホットバンド連続鋳造システム２２００は、特定の冶金学的特性を改善するためのいくつかのインライン追加を備える、図３の分離された連続鋳造システム３００と同様の部分的に分離された連続鋳造システムであってもよい。ホットバンド連続鋳造システム２２００は、任意に最終ゲージと最終焼戻しにあるコイル状ホットバンド２２１２を製造することができる。いくつかの場合において、本明細書で説明するように、ホットバンド２２１２を、中間コイルとして使用し、かつ、さらに処理することができる。しかしながら、いくつかの場合において、ホットバンド２２１２自体は、所望のゲージと、任意に焼戻しの状態で、最終製品であってもよい。
ホットバンド連続鋳造システム２２００は、双ベルト式連続鋳造機２２０８のような連続鋳造装置を含むが、双ロール鋳造機のような他の連続鋳造装置を使用することもできる。ベルト式連続鋳造機２２０８は、液体金属２２３６を凝固させるのに十分な冷却速度で液体金属２２３６から熱を抽出することができる対向するベルトを含み、この冷却速度は、固体がベルト式連続鋳造機２２０８から金属ストリップ２２１０として流出する。ベルト式連続鋳造機２２０８から出る時の金属ストリップ２２１０の厚さは５０ｍｍ以下であってもよいが、他の厚さが使用されてもよい。ベルト式連続鋳造機２２０８は、所望の鋳造速度で作動することができる。対向するベルトは、任意の適切な材料で製造することができるが、いくつかの場合において、ベルトは銅で製造される。ベルト式連続鋳造機２２０８内の冷却システムは、液体金属２２３６から十分な熱を抽出することができ、それによりベルト式連続鋳造機２２０８から出る金属ストリップ２２１０の温度が、他の範囲も使用できるにもかかわらず、２００℃～５３０℃の間にある。いくつかの場合において、ベルト式連続鋳造機２２０８から出る温度（例えば、ピーク金属温度）は、約３５０℃～約４５０℃であってもよい。
いくつかの場合において、任意の均熱炉２２１７（例えば、トンネル炉）を、ベルト式連続鋳造機２２０８の出口付近のベルト式連続鋳造機２２０８の下流に配置することができる。均熱炉２２１７の使用は、金属ストリップ２２１０の横方向の幅にわたって均一な温度プロファイルを達成することを容易にすることができる。さらに、均熱炉２２１７が金属ストリップ２２１０をフラッシュ均質化することができ、これにより熱間又は温間圧延中の鉄成分の分解が改善された金属ストリップ２２１０を製造することができる。いくつかの場合において、ベルト式連続鋳造機２２０８と均熱炉２２１７との間に任意のピンチロール２２１５を配置することができる。いくつかの場合において、任意の一組の磁気ヒーター２２８８（例えば、磁気ローター又は回転軸を中心に回転する磁石）を、ベルト式連続鋳造機又はピンチロール２２１５と均熱炉２２１７との間に配置することができる。磁気ヒーター２２８８は、金属ストリップ２２１０の温度を均熱炉２２１７の温度又はほぼその温度まで上昇させることができ、この温度は、約５７０℃（例えば、５００～５７０℃、５２０～５６０℃、又は約５６０℃もしくは５７０℃）であってもよい。均熱炉２２１７は、ベルト式連続鋳造機２２０８の出口速度で移動しながら、金属ストリップ２２１０が、約１分～１０分、又は好ましくは１分～３分、又は好ましくは約２分で均熱炉２２１７を通過するのを可能にするのに十分な長さであってもよい。
いくつかの場合において、圧延スタンド２２８４を、均熱炉２２１７の下流及び巻取装置の上流に配置することができる。圧延スタンド２２８４は、熱間圧延スタンド又は温間圧延スタンドであってもよい。いくつかの場合において、温間圧延は、４００℃以下であるが冷間圧延温度を超える温度で実行し、そして、熱間圧延は、４００℃を超えるが溶融温度以下の温度で実行する。圧延スタンド２２８４は、金属ストリップ２２１０の厚さを少なくとも３０％、あるいは５０％～７５％減少させることができる。圧延後焼入れ２２１９は、圧延スタンド２２８４から出た後の金属ストリップ２２１０の温度を低下させることができる。圧延後焼入れ２２１９は、図３を参照して説明したように、分散質形成に関連するもののような有益な冶金学的特性を付与することができる。いくつかの場合において、２つ、３つ、又はそれ以上といった１つ以上の圧延スタンド２２８４を使用することができるが、複数である必要はない。
いくつかの場合において、任意の圧延前焼入れ２２１３は、均熱炉２２１７と圧延スタンド２２８４との間の金属ストリップ２２１０の温度を低下させることができ、これにより金属ストリップ２２１０に有益な冶金学的特性を付与することができる。圧延前焼入れ２２１３及び／又は圧延後焼入れ２２１９は、金属ストリップ２２１０の温度を約２００℃／秒の速度で低下させることができる。圧延前焼入れ２２１３は、金属ストリップ２２１０のピーク金属温度を約３５０℃～約４５０℃に低下させることができるが、他の温度も使用することができる。
巻き取る前に、金属ストリップ２２１０は、エッジトリマー２２２１によってエッジトリミングを行うことができる。巻き取り中、金属ストリップ２２１０はホットバンド２２１２のコイルに巻くことができ、ホットバンド２２１２のコイルが所望の長さ又はサイズに達すると、剪断機２２２３は金属ストリップ２２１０を分割することができる。いくつかの場合において、ホットバンド２２１２は、巻かれなくてもよいが、他のプロセスに直接供給されてもよい。いくつかの場合において、巻き取りは、約５０℃～約４００℃の温度で実行することができる。
ブロック２２８６によって示すように、ホットバンド２２１２は最終ゲージにあることができる。このような場合、圧延スタンド２２８４は、金属ストリップ２２１０の厚さをホットバンド２２１２に望ましい最終ゲージまで減少させるように構成することができる。いくつかの場合において、ブロック２２８７によって示すように、ホットバンド２２１２は最終ゲージ及び焼戻しにあることができる。このような場合、圧延スタンド２２８４は、金属ストリップ２２１０の厚さをホットバンド２２１２に望ましい最終ゲージまで減少させるように構成することができ、他の焼戻しを使用することもできるが、温度をホットバンド連続鋳造システム２２００を通して注意深く制御して、Ｏ焼戻し又はＴ４焼戻しのような望ましい焼戻しを達成することができる。いくつかの場合において、ブロック２２８９によって示すように、ホットバンド２２１２を格納し、中間コイルを参照して上述したように任意に再加熱し、次いで仕上げ、冷間圧延、及び／又は熱処理することができる。ホットバンド連続鋳造システム２２００を使用して製造されたホットバンド２２１２は、冷間圧延により適した微細構造を有することができる。例えば、ホットバンド連続鋳造システム２２００を使用して製造された６ｘｘｘシリーズアルミニウム合金ホットバンドは、冷間圧延時に問題のあるボイドと亀裂発生部位を引き起こす可能性がある標準的な金属間化合物よりも冷間圧延によりよく反応する、より小さく球状化した金属間化合物を有することができる。
場合によっては、連続鋳造後にインラインで、熱間圧延又は温間圧延の前の少なくとも約１．５分又は２分に、少なくとも約５６０℃又は５７０℃のピーク金属温度で、約５０％～７０％の厚さの減少を有し、金属ストリップ２２１０を均熱炉２２１７内に均熱するとき、ホットバンド２２１２は、６ｘｘｘ及び５ｘｘｘ系のアルミニウム合金中の望ましい鉄粒子分布（例えば、鉄成分の分解及び球状化）を含むことができる。鉄粒子分布は、ホットバンド２２１２を使用して製造された金属製品の亀裂発生部位および変形性において、重要な役割を果たすことができる。本開示の特定の態様を使用して、ホットバンド２２１２は、高度に粉砕および球状化された鉄成分で製造されてもよく、したがって、変形性が改善され、かつ割れ感受性が低くなる。
いくつかの代替実施形態では、圧延スタンド２２８４は均熱炉２２１７の上流（例えば、左側、図２２参照）に配置されてもよい。そのような位置には、望ましい結果を生み出すことができるが、厚さが比較的高く減少（例えば、５０％～７０％）する結果として、金属ストリップ２２１０の速度が増加するため、より長い均熱炉２２１７を必要とし、したがって、より高い設置コスト、運用コストおよび物理的な設置面積を必要とする。いくつかの代替実施形態では、追加の均熱炉は圧延スタンド２２８４の下流に配置されてもよく、厚さの減少後に金属ストリップ２２１０の温度をさらに制御することができる。しかしながら、圧延後の金属ストリップの速度増加は、比較的大きな設置面積およびより高い付随コストを有する追加の均熱炉を必要とする。
図２３は、本開示の特定の態様による、熱間圧延および焼入れ中にアルミニウム金属ストリップのＭｇ２Ｓｉの析出を示すチャート２３００である。チャート２３００は図２０のチャート２０００と類似し、６ｘｘｘ系のアルミニウム合金のようなアルミニウム合金について、特定の温度で費やされた時間によるＭｇ２Ｓｉの予想される析出を示す。図２０の高析出領域２００１と類似する高析出領域２３０１が示されている。
線２３０３は、本開示の特定の態様による、処理された金属ストリップの温度を示し、ここで、金属ストリップは温間圧延温度に冷却され、さらに冷却されながら温間圧延され、その後、さらに冷却される。冷却されている間の温間圧延はさらにセクション２３０７で起こる。金属ストリップの時間および温度を制御することによって、温度線２３０３が高析出領域２３０１の外側に留まり、Ｍｇ２Ｓｉの析出を最小化することができる。
場合によっては、金属ストリップは温間圧延されながら２つの圧延スタンドに通されてもよい。第１噛み合い（例えば、第１圧延スタンドのローラ間）において、金属ストリップは、十分に低い温度に焼入れされてもよく、そのように、望ましくない金属間化合物（例えば、Ｍｇ２Ｓｉ）の析出を回避する。第２噛み合いにおいて、金属ストリップは、十分な力で薄くされてもよく、そのように、第２噛み合いに入ったときに、金属ストリップの温度で再結晶する。
線２３０５は、本開示の特定の態様による、処理された金属ストリップの温度を示し、ここで、金属ストリップは鋳造から圧延まで、高温（例えば、約５１０℃、５１５℃、又は５１７℃以上）に維持される。圧延後に、金属ストリップは急速に焼入れされてもよく、したがって、金属ストリップの温度線２３０５が高析出領域２３０１内に留まる時間量を最小化することができる。この場合、金属ストリップは、少なくとも部分的に圧延中の高温のために、非加工硬化粒子構造を保持することができる。
図２４は、本開示の特定の態様による、熱金属帯を鋳造するためのプロセス２４００を示すフローチャートである。ブロック２４０２において、連続鋳造装置、例えば、ベルト鋳造機を使用して、金属ストリップを鋳造することができる。連続鋳造装置、例えば、ベルト鋳造機の使用は、急速な凝固速度を確実にすることができる。
任意選択のブロック２４０４において、ベルト鋳造機を出た後に、金属ストリップをフラッシュ均質化することができる。フラッシュ均質化は、金属ストリップを均熱温度（例えば、約４００℃～５８０℃、又はより好ましくは約５７０℃～５８０℃）に選択的に再加熱し、かつ金属ストリップを均熱温度にある時間維持することを含むことができる。持続時間は、約１０～３００秒、６０～１８０秒、又は１２０秒であり得る。
フラッシュ均質化は、大きい及び／又はブレード状の金属間化合物を粉砕及び／又は球状化するのに特に有用であり得る。例えば、ＡＡ６１１１およびＡＡ６４５１合金は、鋳造時に比較的大きい金属間化合物を有することができ、金属間化合物は本明細書に開示されるように、フラッシュ均質化によって改善されてもよい。しかしながら、ＡＡ５７５４合金は、針状又はブレード状の金属間化合物として製造されないので、ＡＡ５７５４及び類似の合金について、フラッシュ均質化を省略することができる。場合によっては、フラッシュ均質化をいつ使用するか、およびフラッシュ均質化をいつ使用しないかの決定は、鉄対シリコンの比に基づいて行われてもよく、ここで、より高いシリコン含有量（例えば、シリコン対鉄の比率が１：５以上）の合金は、フラッシュ均質化によって利益を得ることができる。場合によっては、より低いシリコン含有量（例えば、シリコン対鉄の比が１：５以下）を有する合金は、フラッシュ均質化なしで、又はより低い温度（例えば、約５００℃～約５２０℃）でのフラッシュ均質化で、望ましく鋳造されてもよい。
場合によっては、特定の合金に対して、低い温度でフラッシュ均質化を行うことができる。例えば、７ｘｘｘ系の合金は、約３５０℃～４８０℃の温度でうまくフラッシュ均質化されてもよい。
任意選択のブロック２４０６において、熱間圧延又は温間圧延の前に、金属ストリップを冷却することができる。場合によっては、特にクロムの析出を抑制したい場合に、熱間圧延又は温間圧延の前に金属ストリップを冷却することが有益であり得る。ブロック２４０６における冷却は、金属ストリップを約３５０℃～約４５０℃の温度に冷却することを含むが、他の温度を使用することができる。
ブロック２４０８において、厚さの減少が少なくとも約３０％、かつ約８０％未満である場合に、金属ストリップを熱間圧延又は温間圧延することができる。場合によっては、厚さの減少は少なくとも約５０％、５５％、６０％、６５％、７０％、又は７５％であり得る。場合によっては、ブロック２４０８における熱間圧延又は温間圧延は、圧延中に（例えば、圧延スタンドのロール間の噛み合い内で）金属ストリップを焼入れすることを選択的に含むことができ、しかしながら、そうである必要がない。場合によっては、ブロック２４０８における熱間圧延又は温間圧延は、金属ストリップを５００℃、５０５℃、５１０℃、５１５℃、５２０℃、又は５２５℃以上の温度に維持しながら行われる。
ブロック２４１０において、熱間圧延又は温間圧延後に、金属ストリップを焼入れすることができる。ブロック２４１０における焼入れは、２００℃／秒などの高速で、金属ストリップを冷却することを含むことができるが、他の速度を使用することもできる。ブロック２４１０における焼入れは、金属ストリップの温度を約５０℃～４００℃、例えば、５０℃～３００℃に低下させることができるが、他の温度を使用することができる。
ブロック２４１２において、金属ストリップをホットバンドとして巻き取ることができる。ホットバンドは、最終ゲージ及び焼戻し、最終ゲージ、又は中間ゲージにあることができる。最終ゲージ及び焼戻し、又は最終ゲージであれば、巻き取られたホットバンドはさらにその用途のために、顧客に配達されてもよい。中間ゲージである場合、ホットバンドは、再加熱、圧延（例えば、冷間圧延又は熱間圧延）、熱処理、又は他の方法で最終製品に加工されてもよく、そのように顧客に配達される。
任意選択のブロック２４１４において、ホットバンドを再加熱して、以下の実施例に含まれる本明細書に記載の冶金学的性質をさらに改善することができる。
図２５は、本開示の特定の態様による、ホットバンド連続鋳造システム２５００を示す概略図である。ホットバンド連続鋳造システム２５００は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００と同一又は類似であり得るが、追加の供給コイル２５１３を有する。ホットバンド連続鋳造システム２５００は、鋳造モードおよび加工モードで動作することができる。鋳造モードでは、ホットバンド連続鋳造システム２５００は、連続ベルト鋳造機２５０８を利用して、金属ストリップ２５１０を製造することができ、次いで、金属ストリップをホットバンド連続鋳造システム２５００の様々な構成要素を通して方向付けることができ、例えば、金属ストリップ２５１０を圧延スタンド２５８４に通すことを含む、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００に関して示される。
しかしながら、加工モードでは、ホットバンド連続鋳造システム２５００は、追加の供給コイル２５１３から、少なくとも圧延スタンド２５８４を含むホットストリップ連続鋳造システム２５００の１つ以上の構成要素に、金属ストリップ２５１０（例えば、最終ゲージではないホットバンド）を提供することができる。追加の供給コイル２５１３からの金属ストリップ２５１０は、圧延（例えば、熱間圧延又は温間圧延）された後に、ホットバンド２５１２のコイルに巻かれてもよい。
したがって、同じ圧延スタンド２５８４は、連続鋳造されたばかりの金属ストリップのインライン圧延と、以前に鋳造され巻かれた金属ストリップ２５１０の圧延との両方にされてもよい。連続鋳造装置が修理を必要とするとき、又は液体金属２５３６が調製されるのを待っているときに、加工モードにおけるホットバンド連続鋳造システム２５００の動作は特に有用であり得る。
図２６は、本開示の特定の態様による、連続鋳造システム２６００を示す概略図である。連続鋳造システム２６００は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００と類似するが、連続鋳造装置２６０８を使用して、金属ストリップを鋳造する連続鋳造機の代わりに、押出可能な金属物品２６１０（例えばビレット）を鋳造する。押出可能な金属物品２６１０は、図２２の金属ストリップ２２１０を参照して上述したものと同一又は類似の装置を使用して、同一又は類似の加工を行うことができるが、圧延スタンドはダイ２６８４と交換することができる。連続鋳造システム２６００は、コイル状製品２６１２を製造することができる。コイル状製品２６１２は、図２２のホットバンド２２１２と類似し、最終ゲージ、最終ゲージ及び焼戻しにあるか、又はさらなる加工のために中間ゲージにあることができる。
図２７は、本開示の特定の態様による、押出金属製品を鋳造するためのプロセス２７００を示すフローチャートである。ブロック２７０２において、ビレットなどの押出可能な金属物品を連続鋳造装置を使用して鋳造することができる。連続鋳造装置の使用は急速な凝固速度を確実にすることができる。
任意選択のブロック２７０４において、鋳造装置を出た後に、押出可能な金属物品をフラッシュ均質化することができる。フラッシュ均質化は、押出可能な金属物品を均熱温度（例えば、約４００℃～５８０℃、又はより好ましくは約５７０℃～５８０℃）に選択的に再加熱し、かつ押出可能な金属物品を均熱温度にある時間維持することを含むことができる。持続時間は、約１０～３００秒、６０～１８０秒、又は１２０秒であり得る。
フラッシュ均質化は、大きい及び／又はブレード状の金属間化合物を粉砕及び／又は球状化するのに特に有用であり得る。例えば、ＡＡ６１１１およびＡＡ６４５１合金は、鋳造時に比較的大きい金属間化合物を有することができ、金属間化合物は本明細書に開示されるように、フラッシュ均質化によって改善されてもよい。しかしながら、ＡＡ５７５４合金は、針状又はブレード状の金属間化合物として製造されないので、ＡＡ５７５４及び類似の合金について、フラッシュ均質化を省略することができる。場合によっては、フラッシュ均質化をいつ使用するか、およびフラッシュ均質化をいつ使用しないかの決定は、鉄対シリコンの比に基づいて行われてもよく、ここで、より高いシリコン含有量（例えば、シリコン対鉄の比率が１：５以上）の合金は、フラッシュ均質化によって利益を得ることができる。場合によっては、より低いシリコン含有量（例えば、シリコン対鉄の比が１：５以下）を有する合金は、フラッシュ均質化なしで、又はより低い温度（例えば、約５００℃～約５２０℃）でのフラッシュ均質化で、望ましく鋳造されてもよい。
場合によっては、特定の合金に対して、低い温度でフラッシュ均質化を行うことができる。例えば、７ｘｘｘ系の合金は、約３５０℃～４８０℃の温度でうまくフラッシュ均質化されてもよい。
任意選択のブロック２７０６において、押出可能な金属物品を押出する前に、熱間又は温間押出温度でダイを通して冷却することができる。熱間又は温間押出温度での押出は、１種の熱間加工又は温間加工であり得る。場合によっては、特にクロムの析出を抑制したい場合に、熱間押出又は温間押出の前に、押出可能な金属物品を冷却することが有益であり得る。ブロック２７０６における冷却は、押出可能な金属物品を約３５０℃～約４５０℃の温度に冷却することを含むが、他の温度を使用することができる。
ブロック２７０８において、直径の減少（例えば、断面の減少）が少なくとも約３０％、かつ約８０％未満である場合に、押出可能な金属物品を熱間押出又は温間押出することができる。場合によっては、直径の減少は少なくとも約５０％、５５％、６０％、６５％、７０％、又は７５％であり得る。場合によっては、ブロック２７０８における熱間押出又は温間押出は、押出中に（例えば、ダイ内で）金属物品を焼入れすることを選択的に含むことができるが、そうである必要がない。場合によっては、ブロック２７０８における熱間押出又は温間押出は、金属物品を５００℃、５０５℃、５１０℃、５１５℃、５２０℃、又は５２５℃以上の温度に維持しながら行われる。
ブロック２７１０において、押出金属物品（例えば、押出後の押出可能な金属物品）を熱間押出又は温間押出後に焼入れすることができる。ブロック２７１０における焼入れは、２００℃／秒などの高速で、押出金属物品を冷却することを含むことができるが、他の速度を使用することもできる。ブロック２７１０における焼入れは、押出金属物品の温度を約５０℃～４００℃、例えば、５０℃～３００℃に低下させることができるが、他の温度を使用することもできる。
ブロック２７１２において、押出金属物品をコイル状又は他の方法で保管することができる。押出金属物品は、最終ゲージ及び焼戻し、最終ゲージ、又は中間ゲージにあることができる。最終ゲージ及び焼戻し、又は最終ゲージであれば、押出金属物品はさらにその用途のために、顧客に配達されてもよい。中間ゲージにある場合、押出金属物品は、再加熱、さらに押出（例えば、冷間押出又は熱間押出）、熱処理、又は他の方法で最終製品に加工されてもよく、そのように顧客に配達される。
任意選択のブロック２７１４において、押出金属物品を再加熱して、以下の実施例に含まれるホットバンドに関して本明細書に記載のように、冶金学的性質をさらに改善することができる。
実施例
以下の実施例は、本発明をさらに説明するのに役立つが、それを限定するものではない。それどころか、本明細書の説明を読んだ後に、本発明の精神から逸脱することなく、それら自体を当業者に示唆することができる、様々な実施形態、修正形態および同等物に及ぼすことができることが明確に理解されるべきである。
本開示の特定の態様および特徴を使用して、様々な合金を試験した。アルミニウム合金は、それらの元素組成に関して、合金の総重量に基づく重量百分率（ｗｔ％）で記載されている。各合金の特定の例において、残りはアルミニウムであり、不純物の合計に対して、最大ｗｔ％は０．１５％である。表１に、およその固相線温度およびソルバス温度を含む、いくつかのそのような合金を示す。
表１は、一般的な５ｘｘｘ、６ｘｘｘ、および７ｘｘｘ系の合金のいくつかの例を示すが、他の５ｘｘｘ、６ｘｘｘ、および７ｘｘｘ系の合金は存在することができ、その成分（例えば、合金元素）が異なる重量百分率で存在し、残りはアルミニウムおよび任意選択の微量（例えば０．１５％以下）の不純物を含む。結晶粒微細化剤及び脱酸剤などの随伴元素、又は他の添加剤が存在してもよい。
合金ＡＡ６１１１およびＡＡ６４５１は、本明細書に記載の方法にしたがって製造された。合金ＡＡ６１１１およびＡＡ６４５１を、１１ｍｍのゲージを有するスラブに連続的に鋳造した。表２に示すように、合金ＡＡ６１１１は、さらに様々な温度と様々な時間で実施したフラッシュ均質化手順を受けた。
図２８は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）当たりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。サンプルＡは、開示されたフラッシュ均質化手順又は熱間圧延を受けていない鋳放しのＡＡ６１１１合金であった。サンプルＢは、さらに熱間圧延することなく、開示されたフラッシュ均質化を受けた連続鋳造ＡＡ６１１１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＣは、開示されたフラッシュ均質化を受け、厚さが５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６１１１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＤは、開示されたフラッシュ均質化を受け、３５０℃の温度まで室温の水で熱的に焼入れされ、厚さが５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６１１１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＥは、任意のフラッシュ均質化（表２参照）を受け、５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６１１１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＦは、任意のフラッシュ均質化（表２参照）を受け、５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６１１１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＡ（鋳放しＡＡ６１１１のスラブ）は、広い粒径分布およびＦｅ成分の微細化の欠如を示す広いピークを示した。サンプルＣ（開示されたフラッシュ均質化を受け、５０％減少するように熱間圧延された、ＡＡ６１１１を鋳造した１１ｍｍのスラブ）は、Ｆｅ構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。サンプルＤおよびＥ（任意の低温フラッシュ均質化を受け、サンプルＤについて４００℃、サンプルＥについて３８０℃）は、広い粒径分布を示し、それはＦｅ構成粒子の微細化が少ないことを示した。
図２９は、本明細書に記載の方法に従って処理したＡＡ６１１１合金中のＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の顕微鏡写真である。図２９のパネルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦは、それぞれ図２８のサンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦと相互関係がある。パネルＡは、サンプルＡ中の大きな針状のＦｅ構成粒子２４０１を示す（表２参照）。パネルＢは、ＡＡ６１１１合金が熱間圧延を受けることなく、開示されたフラッシュ均質化を受けた後のＦｅ構成粒子の微細化（すなわち、粉砕）を示す（サンプルＢ、表２）。パネルＣは、サンプルＣ中のＦｅ構成粒子のさらなる微細化を示す。ＡＡ６１１１合金を連続鋳造した１１ｍｍゲージのスラブは、開示されたフラッシュ均質化を受け、さらに厚さが５０％減少するための熱間圧延を受けた。パネルＣは、図２８中のサンプルＣとして描かれた対数正規分布適合によって証明されるように、より多くの微細化を示す。パネルＤは、サンプルＣに見られる微細化と同様のサンプルＤにおけるＦｅ構成粒子の微細化を示す。ＡＡ６１１１合金を連続鋳造した１１ｍｍゲージのスラブは、開示されたフラッシュ均質化を受け、さらに厚さが５０％減少するように熱間圧延する前の３５０℃までの水焼入れを受けた。パネルＥは、サンプルＥに存在するＦｅ構成粒子および溶解しないケイ化マグネシウム（Ｍｇ２Ｓｉ）粒子の微細化の欠如を示す。ＡＡ６１１１合金を連続鋳造した１１ｍｍのスラブは、４００℃でフラッシュ均質化を１分間受け、次いで厚さが５０％減少するように熱間圧延された。パネルＦは、サンプルＦに存在するＦｅ構成粒子および溶解しないケイ化マグネシウム（Ｍｇ２Ｓｉ）粒子の微細化の欠如を示す。ＡＡ６１１１合金を連続鋳造した１１ｍｍのスラブは、滞留時間のない３８０℃でのフラッシュ均質化を受け、次いで厚さが５０％減少するように熱間圧延された。
図３０は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。サンプルＣ、サンプルＤおよびサンプルＥ（表２参照）は、厚さが５０％減少するように熱間圧延された後に、追加の均質化をさらに受けた。追加の均質化手順を表３に要約する。
開示されたフラッシュ均質化を受け、５０％減少するように熱間圧延された後に、様々な温度でのさらなる均質化が続いた全てのサンプルは、Ｆｅ構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。高温フラッシュ均質化（例えば、５７０℃、サンプルＣおよびサンプルＤ（試験Ｇ、Ｈ、ＶおよびＷ））は、低温フラッシュ均質化（例えば、４００℃以下、サンプルＥ（試験Ｉ、Ｊ、ＸおよびＹ））よりも多くのＦｅ成分粒子の微細化を示し続けた。
図３１は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。これらのフラッシュ均質化試験のそれぞれについて、１１ｍｍの金属ストリップを２ｍｍに熱間圧延した。場合によっては、最初の熱間圧延（例えば、「Ｑ１」減少）を５０％の厚さの減少で行い、続いて６８％の最終の厚さの減少で２ｍｍのストリップを得た。場合によっては、最初の熱間圧延を７０％の厚さの減少で行い、続いて４０％の最終の厚さの減少で２ｍｍのストリップを得た。追加の均質化および熱間圧延パラメータを表４に要約する。
開示されたフラッシュ均質化を受け、最初に少なくとも５０％減少するように熱間圧延された後、さらなる均質化および所望のゲージ（例えば、２ｍｍ）までの熱間圧延が続いた全てのサンプルは、Ｆｅ－構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。開示されたフラッシュ均質化を受けたサンプル（例えば、５７０℃で５分間、サンプルＣおよびサンプルＤ、試験Ｇ、Ｈ、Ｚ、ＡＡ、ＡＢおよびＡＣ）は、低温フラッシュ均質化を受けたサンプル（例えば、４００℃、サンプルＥ、試験Ｉ、Ｊ、ＡＤおよびＡＥ）より純粋なＦｅ構成粒子の狭い分布を示し、開示された高温フラッシュ均質化を使用する場合、さらなる均質化を必要としないことを示唆した。
図３２は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。サンプルＦ（表２参照）は、さらに追加の均質化、厚さが７０％減少するためのさらなる熱間圧延を受け（すなわち、サンプルＦは、厚さがさらに２０％減少するように最初に熱間圧延された）、かつ鋳放しＡＡ６１１１合金を連続鋳造した１１ｍｍのスラブ（サンプルＡ、表２参照）と比較した。鋳放しＡＡ６１１１合金は開示されたフラッシュ均質化を受けなかった。鋳放しＡＡ６１１１合金は、サンプルＦと同様の追加の均質化および熱間圧延を受けた。パラメータを表５に要約する。
開示されたフラッシュ均質化を受け、次いで少なくとも５０％減少するように熱間圧延された後、追加の均質化および所望のゲージ（例えば、２ｍｍ）までの熱間圧延が続いた全てのサンプルは、Ｆｅ－構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。開示されたフラッシュ均質化を受けなかったサンプルは、Ｆｅ－構成粒子の微細化が少ないことを示した。
表６に示すように、合金ＡＡ６４５１は、さらに様々な温度と様々な時間で実施したフラッシュ均質化手順を受けた。
図３３は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。サンプルＡＡＡ（青い実線で示す）は、開示されたフラッシュ均質化手順又は熱間圧延を受けなかった鋳放しＡＡ６４５１であった。サンプルＣＣＣ（小さな緑色の破線で示す）は、開示されたフラッシュ均質化を受け、厚さが５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６４５１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＤＤＤ（紫色の一点鎖線で示す）は、開示されたフラッシュ均質化を受け、３５０℃の温度まで室温の水で熱的に焼入れされ、厚さが５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６４５１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＥＥＥ（黒色の二点鎖線で示す）は、任意のフラッシュ均質化（表２参照）を受け、５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６４５１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＦＦＦ（オレンジ色の実線で示す）は、任意のフラッシュ均質化（表２参照）を受け、５０％減少する（すなわち、６．５ｍｍゲージ）ように熱間圧延された連続鋳造ＡＡ６４５１の１１ｃｍのスラブであった。サンプルＡＡＡ（鋳放しＡＡ６４５１のスラブ）は、広い粒径分布およびＦｅ成分の微細化の欠如を示す広いピークを示した。サンプルＣＣＣ（開示されたフラッシュ均質化を受け、５０％減少するように熱間圧延された、ＡＡ６４５１を鋳造した１１ｍｍのスラブ）は、Ｆｅ構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。サンプルＤＤＤおよびＥＥＥ（任意の低温フラッシュ均質化を受け、サンプルＤＤＤについて４００℃、サンプルＥＥＥについて３８０℃）は、広い粒径分布を示し、それはＦｅ構成粒子の微細化が少ないことを示した。
図３４は、本明細書に記載の方法に従って製造された合金の粒径に対する１平方ミクロン（μｍ２）あたりの鉄（Ｆｅ）－構成粒子の対数正規数密度分布を示すグラフである。サンプルＦＦＦ（表２参照）は、さらに追加の均質化、厚さが７０％減少するためのさらなる熱間圧延を受け（すなわち、サンプルＦＦＦは、厚さがさらに２０％減少するように最初に熱間圧延された）、かつ鋳放しＡＡ６４５１合金を連続鋳造した１１ｍｍのスラブ（サンプルＡＡＡ、表２参照）と比較した。鋳放しＡＡ６４５１合金は開示されたフラッシュ均質化を受けなかった。鋳放しＡＡ６４５１合金は、サンプルＦＦＦと同様の追加の均質化および熱間圧延を受けた。パラメータを表７に要約する。
開示されたフラッシュ均質化を受け、厚さが少なくとも５０％減少するように熱間圧延された後、追加の均質化および所望のゲージ（例えば、２ｍｍ）までの熱間圧延が続いた全てのサンプル（ＵＵを除く）は、Ｆｅ－構成粒子の微細化を示す狭い粒径分布を示した。開示されたフラッシュ均質化を受けなかったサンプルは、Ｆｅ－構成粒子の微細化が少ないことを示した。サンプルＵＵは、開示されたフラッシュ均質化（例えば、５７０℃で５分間）を受け、直ちに厚さが７０％減少するように熱間圧延され、さらなる均質化および追加の４０％の熱間圧延後にＦｅ構成粒子の優れた微細化を示した。
図３５、図３６および図３７は、ＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す顕微鏡写真である。図３５は、１９ｍｍゲージの厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却し貯蔵され、予熱されて１１ｍｍの厚さに熱間圧延され、さらに６ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ１」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金を示す。予熱は、（ｉ）１分間で５５０℃まで加熱するか、又は（ｉｉ）３０秒間で４２０℃まで加熱するという２つの条件下で冷却したスラブを加熱することによって行った。圧延方向を矢印３００１で示す。図３５は、熱間圧延後の結晶粒径および再結晶度への影響を示す。図３６は、１０ｍｍゲージの厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却し貯蔵され、予熱されて５．５ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ２」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す。予熱は、（ｉ）１分間で５５０℃まで加熱するか、又は（ｉｉ）３０秒間で４２０℃まで加熱するという２つの条件下で冷却したスラブを加熱することによって行った。圧延方向を矢印３１０１で示す。図３６は、熱間圧延後の結晶粒径および再結晶度への影響を示す。図３７は、１９ｍｍゲージの厚さを有するスラブに連続鋳造され、冷却し貯蔵され、１１ｍｍの厚さに冷間圧延され、予熱され、そして６ｍｍの厚さに熱間圧延され、「Ｒ３」と呼ばれるＡＡ６０１４アルミニウム合金の微細構造を示す。予熱は、（ｉ）１分間で５５０℃まで加熱するか、又は（ｉｉ）３０秒間で４２０℃まで加熱するという２つの条件下で冷却したスラブを加熱することによって行った。圧延方向を矢印３２０１で示す。図３７は、熱間圧延後の結晶粒径および再結晶度への影響を示す。
図３８は、ＡＡ６０１４アルミニウム合金の成形性に対する予熱の効果を示すグラフである。ＡＡ６０１４アルミニウム合金は、それぞれ「Ｒ１、Ｒ２及びＲ３」と呼ばれ、図３０～３２について上述したような加熱および圧延処理を受けた。ＡＡ６０１４アルミニウム合金を５５０℃の温度で１分間予熱すると（「ＨＯ１」と呼ばれる、各群の左側のヒストグラム）、２０°未満の内側曲げ角度によって示される優れた成形性を有するアルミニウム合金が得られた。ＡＡ６０１４アルミニウム合金を４２０℃の温度で１分間予熱すると（「ＨＯ２」と呼ばれる、各群の右側のヒストグラム）、比較的高い内側曲げ角度（例えば、２０°を超える）によって示される非常に低い成形性を有するアルミニウム合金が得られた。全てのサンプルを、熱間圧延（「ＷＱ」と呼ばれる）後に水で焼入れし、曲げ試験の前に１０％予め引っ張った。
図３９は、ＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα１、α２、α３、α５およびα６は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造された金属を示す。パネルα１は、大きな針状のＦｅ構成粒子を有する鋳放し金属を示す。パネルα４は、非常に大きなＦｅ構成粒子を有する直接チル鋳造システムからの同等の金属片を示す。パネルα２、α３、α５およびα６の全ては、それぞれ鋳造後に均熱炉（例えば、図２２の均熱炉２２１７）内で、５４０℃、５５０℃、５６０℃および５７０℃のピーク金属温度で２分間加熱された。パネルα２、α３、α５およびα６のそれぞれにおいて、より小さいＦｅ成分が見られ、パネルα６において最も小さい。さらに、パネルα６を除くパネルにおいて、球状化はほとんど見られない。
図４０は、図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径（ＥＣＤ）を示すグラフである。図４０のグラフは、対数正規確率密度関数に基づく。本明細書で使用される円相当径は、粒子（例えば、Ｆｅ成分粒子）の面積を測定し、同じ総面積を有する円の直径を決定することによって計算することができる。言い換えれば、
にて表される。
図４１は、図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比を示すグラフである。図４１のグラフは、対数正規確率密度関数に基づく。アスペクト比は、第１方向における粒子の長さを垂直方向における粒子の幅で割ることによって決定することができる。アスペクト比は、粒子によって受けた球状化の量を示すことができる。
図４２は、図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図４３は、図３９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
図３９～４３は、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化によって、特に約５７０℃の温度でより小さいＦｅ成分を得ることができることを示す。さらに、フラッシュ均質化におけるより高いピーク金属温度は、より微細な粒子を示すように見える。最後に、実質的な球状化（例えば、より小さいアスペクト比）は、約５７０℃のピーク金属温度に達するときに明らかであり、より低い温度では球状化はほとんどない。
図４４はＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα７、α８、α９およびα１１は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造された金属を示す。パネルα７は、大きな針状のＦｅ構成粒子を有する鋳放し金属を示す。パネルα１０は、非常に大きなＦｅ構成粒子を有する直接チル鋳造システムからの同等の金属片を示す。パネルα１１は、５７０℃のピーク金属温度で２分間の均質化を受けさせた後の直接チル鋳造システムからの同等の金属片を示す。パネルα８、α９およびα１２の全ては、それぞれ鋳造後に均熱炉（例えば、図２２の均熱炉２２１７）内で、１分間、２分間および３分間の期間にわたって５７０℃のピーク金属温度に加熱された。パネルα８、α９およびα１１のそれぞれにおいて、より小さいＦｅ成分が見られ、パネルα１１において最も小さい。より長い浸漬時間は、より多くの球状化を示し、望ましい球状化は２分間と３分間で得られた。直接チル鋳造インゴットの２分間の浸漬は、微細構造の顕著な変化を示されなかった。
図４５は、図４４を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図４６は、図４４を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
図４５及び４６は、特に５７０℃又は約５７０℃の温度で、少なくとも１又は２分間又は約１又は２分間の浸漬時間で、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化によって、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。
図４７は、ＡＡ６１１１金属の１１．３ｍｍゲージ断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα１３は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され、（例えば、図２２の均熱炉２２１７を使用して）５６５℃で５分間フラッシュ均質化され、次いで熱間圧延が行われない金属を示す。パネルα１４、α１５、α１６、α１７、α１８、およびα１９は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され、（例えば、図２２の均熱炉２２１７を使用して）５６５℃で５分間フラッシュ均質化され、次いで１０％、２０％、３０％、４０％、５０％、６０％、および７０％の厚さの減少で（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）それぞれ熱間圧延された金属を示す。その後の厚さのより高い減少がより小さな利益をもたらすプラトーが存在するように見えるが、フラッシュ均質化とそれに続くより高い熱間圧下の後により小さなＦｅ成分が示される。
図４８は、図４７を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図４９は、図４７を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
図４８および４９は、特に約４０％～７０％の厚さの減少において、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延によって、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。５０％～７０％の熱間圧下は比較的同程度の量の崩壊を提供するように思われるが、より高い熱間圧下はＦｅ構成粒子のより多くの崩壊を示す。
図５０は、３．７～６ｍｍゲージのバンドを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα２０は、約３．７～６ｍｍゲージに再圧延された直接チル鋳造金属を示す。パネルα２１、α２２、α２３、α２４、α２５、およびα２６は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され、（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）ある程度の熱間圧延を受けた金属を示す。パネルα２１、α２２、およびα２３はフラッシュ均質化を受けなかったが、パネルα２４、α２５、およびα２６はフラッシュ均質化を受けた。パネルα２１およびα２４は４５％の厚さの減少を受け、パネルα２２およびα２５は４５％の厚さの減少および２時間にわたる５３０℃への再加熱を受け、かつパネルα２３およびα２６は６０％の厚さの減少を受けた。フラッシュ均質化とそれに続くより高い熱間圧下の後、より小さいＦｅ構成粒子が見られた。また、熱間圧延後の再加熱は、球状化を促進するように思われた。
図５１は、図５０を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図５２は、図５０を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
図５１および５２は、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延、特にフラッシュ均質化なしの熱間圧延により、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。また、熱間圧延後の再加熱は、球状化を改善するように思われた。
図５３は、２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα２７は、２．０ｍｍの最終ゲージに圧延された直接チル鋳造金属を示す。パネルα２８、α２９、α３０、α３１、α３２、α３３、およびα３４は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造された金属を示す。パネルα３１は、連続鋳造され、次いで２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。パネルα２８、α２９、α３０、α３２、α３３、およびα３４は、（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）ある程度の熱間圧延を受けた。パネルα２８、α２９、およびα３０はフラッシュ均質化を受けなかったが、パネルα３２、α３３、およびα３４はフラッシュ均質化を受けた。パネルα２８およびα３２は、熱間圧延により厚さが４５％減少し、続いて２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。パネルα２９およびα３３は、熱間圧延下で厚さが４５％減少し、２時間５３０℃に再加熱され、次いで２．０ｍｍの最終ゲージに温間圧延された。パネルα３０およびα３４は、熱間圧延下で厚さが６０％減少し、続いて２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。
図５４は、図５３を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図５５は、図５３を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値及び分布データを示すグラフである。
図５４および５５は、特に熱間圧延および冷間圧延のみと比較した場合、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延および再加熱によって、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。熱間圧延後の再加熱は、Ｆｅ成分粒子の球状化の改善を示した。連続鋳造後の冷間圧延はある程度のＦｅ成分粒子の崩壊を示したが、それは望ましい球状化を達成しなかった。
加えて、曲げ試験は、曲げ試験を実施するドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の２３８－１００規格と試験を２．０ｍｍに正規化する２３２－２００規格とに従って図５３からのサンプルに対して行われた。パネルα２７、α２８、α２９、α３０、α３１、α３２、α３３、およびα３４からのサンプルは、８０°、７９°、７５°、６７°、６６°、９６°、１０２°および９５°のアルファ（外部）曲げ角度をそれぞれ達成した。
図５６は、２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６１１１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルα３５、α３６、α３７、およびα３８は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され（例えば、図２２の均熱炉２２１７を使用して）フラッシュ均質化され、かつ（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）４５％の厚さの減少で熱間圧延された金属を示す。その後、パネルα３５、α３６、およびα３７は５３０℃の温度で２時間再加熱されるのに対して、パネルα３８は直ちに２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。再加熱後、パネルα３５は２．０ｍｍの最終ゲージに温間圧延された。再加熱後、パネルα３６は５０％の厚さの減少で再び熱間圧延され、次いで焼入れされ、そして２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。再加熱後、パネルα３７は焼入れされ、かつ２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。
図５７は、図５６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値及び分布データを示すグラフである。
図５８は、図５６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値および分布データを示すグラフである。
図５７および５８は、特に熱間圧延および冷間圧延のみと比較した場合、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延および再加熱によって、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。熱間圧延後の再加熱は、Ｆｅ成分粒子の球状化の改善を示した。連続鋳造後の冷間圧延はある程度のＦｅ成分粒子の崩壊を示したが、それは望ましい球状化を達成しなかった。
加えて、曲げ試験は、曲げ試験を実施するドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の２３８－１００規格と試験を２．０ｍｍに正規化する２３２－２００規格とに従って図５６からのサンプルに対して行われた。パネルα３５、α３６、α３７、およびα３８からのサンプルは、９６°、９５°、１０４°、および９３°のアルファ（外部）曲げ角度をそれぞれ達成した。
図５９は、３．７～６ｍｍゲージのバンドを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルβ１は、約３．７～６ｍｍゲージに再圧延された直接チル鋳造金属を示す。パネルβ２、β３、β４、β５、β６、β７、およびβ８は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造された金属を示す。パネルβ２は鋳放しの６ｍｍのストリップを示す。パネルβ２、β３、β４、β６、β７、およびβ８は、（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）ある程度の熱間圧延を受けた。パネルβ２、β３、およびβ４はフラッシュ均質化を受けなかったが、パネルβ６、β７、およびβ８はフラッシュ均質化を受けた。パネルβ２およびβ６は、再加熱なしで厚さが４５％減少した。パネルβ３およびβ６は、厚さが４５％減少し、かつ２時間５３０℃に再加熱された。パネルβ４およびβ８は、再加熱なしで厚さが６０％減少した。フラッシュ均質化とそれに続くより高い熱間圧下の後、より小さいＦｅ構成粒子が見られた。また、熱間圧延後の再加熱は、球状化を促進するように思われた。注目すべきことに、パネルβ３に見られるダークスポットはさらなる試験に基づいて異常であると決定された。
図６０は、図５９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値および分布データを示すグラフである。
図６１は、図５９を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値および分布データを示すグラフである。
図６０および６１は、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延、特にフラッシュ均質化なしの熱間圧延により、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。また、熱間圧延後の再加熱は、球状化を改善するように思われた。
図６２は、２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルβ９は、２．０ｍｍの最終ゲージに圧延された直接チル鋳造金属を示す。パネルβ１０、β１１、β１２、β１３、β１４、β１５、およびβ１６は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造された金属を示す。パネルβ１３は、連続鋳造され、次いで２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。パネルβ１０、β１１、β１２、β１４、β１５，およびβ１６は、（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）ある程度の熱間圧延を受けた。パネルβ１０、β１１、およびβ１２はフラッシュ均質化を受けなかったが、パネルβ１４、β１５、およびβ１６はフラッシュ均質化を受けた。パネルβ１０およびβ１４は、熱間圧延下で厚さが４５％減少し、続いて２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。パネルβ１１及びβ１５は、熱間圧延下で厚さが４５％減少し、２時間５３０℃又は約５３０℃に再加熱され、次いで２．０ｍｍの最終ゲージに温間圧延された。パネルβ１２およびβ１６は、熱間圧延下で厚さが６０％減少し、続いて２．０ｍｍの最終ゲージに冷間圧延された。
図６３は、図６２を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値および分布データを示すグラフである。
図６４は、図６２を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値および分布データを示すグラフである。
図６３および６４は、特に熱間圧延および冷間圧延のみと比較した場合、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延および再加熱によって、より小さなＦｅ成分を達成できることを示す。熱間圧延後の再加熱は、Ｆｅ成分粒子の球状化の改善を示した。連続鋳造後の冷間圧延はある程度のＦｅ成分粒子の崩壊を示したが、それは望ましい球状化を達成しなかった。
加えて、曲げ試験は、曲げ試験を実施するドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の２３８－１００規格と試験を２．０ｍｍに正規化する２３２－２００規格とに従って図６２からのサンプルに対して行われた。パネルβ９、β１０、β１１、β１２、β１３、β１４、β１５、およびβ１６からのサンプルは、７０°、６７°、８８°、７５°、６５°、７５°、８０°および８１°のアルファ（外部）曲げ角度をそれぞれ達成した。
図６５は、２．０ｍｍゲージのストリップを得るために鋳造され冷間圧延されたＡＡ６４５１金属の断面におけるＭｇ２Ｓｉ溶融およびボイドを示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真および光学顕微鏡写真である。パネルβ１７、β１８、β２１、およびβ２２はＳＥＭ顕微鏡写真であるのに対して、パネルβ１９、β２０、β２３、およびβ２４は光学顕微鏡写真である。本開示のプロセスを経ることなく、各サンプルは連続鋳造され、次いで冷間圧延された。パネルβ１７、β１８、β１９、およびβ２０は、（例えば、固溶化熱処理なしの）Ｆ焼戻し下での金属に基づくものであるのに対して、パネルβ２１、β２２、β２３、およびβ２４は、（例えば、追加の固溶化熱処理を有する）Ｔ４焼戻し下での金属に基づくものである。結果は、冷間圧延されたサンプルの固溶化熱処理が、少なくとも部分的にＦ焼戻し中の粗い鋳放しＭｇ２Ｓｉの存在によるものであり得る多数のボイドを示すことを示す。従って、金属間化合物の微細構造の改良が望ましいＴ４焼戻し生成物を得るのに有益であり得ることは明らかである。
図６６は、２．０ｍｍゲージのストリップを得るために様々な処理経路を経た後のＡＡ６４５１金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルβ２５、β２６、β２７、およびβ２８は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され、その後、（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）熱間圧延されて厚さが４５％減少した金属を示す。その後、パネルβ２５は、５３０℃で２時間再加熱され、続いて最終ゲージに温間圧延された。その後、パネルβ２６は５３０℃で２時間再加熱され、続いて熱間圧延により厚さがさらに５０％減少し、次いで水焼入れされ、その後最終ゲージに冷間圧延された。その後、パネルβ２７は５３０℃で２時間再加熱され、次いで水焼入れされ、その後最終ゲージに冷間圧延された。その後、パネルβ２８は冷間圧延された。最終ゲージにおける最も改善されたＦｅ成分の球状化は、金属ストリップがフラッシュ均質化され、熱間又は温間圧延され、次いで予熱され、その後最終ゲージに冷間圧延される前に水焼入れされたときに見出された。
図６７は、図６６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値および分布データを示すグラフである。
図６８は、図６６を参照して図示し説明された金属片中のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値および分布データを示すグラフである。
図６７および図６８は、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延および再加熱によって、特にその後の水焼入れおよび最終ゲージまでの冷間圧延と組み合わせると、より小さいＦｅ成分を得ることができることを示す。均質化（例えば、再加熱）は球状化に有益であり得、そして均質化後の焼入れは粒子分布に有益であり得ることが決定された。
加えて、曲げ試験は、曲げ試験を実施するドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の２３８－１００規格と試験を２．０ｍｍに正規化する２３２－２００規格とに従って図６６からのサンプルに対して行われた。パネルβ２５、β２６、β２７、およびβ２８からのサンプルは、７５°、６７°、７８°、および７１°のアルファ（外部）曲げ角度をそれぞれ達成した。
図６９は、ＡＡ５７５４金属の断面におけるＦｅ構成粒子を示す一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真である。パネルγ４は、直接チル鋳造され、かつ最終ゲージに減少した金属を示す。パネルγ１、γ２、γ３、γ５、およびγ６は、図２２のホットバンド連続鋳造システム２２００の連続ベルト鋳造機２２０８などの連続鋳造装置を使用して鋳造され、かつ様々な厚さの減少で（例えば、図２２の圧延スタンド２２８４を使用して）熱間圧延された金属を示す。パネルγ１、γ２、γ５、およびγ６は、熱間圧延前にフラッシュ均質化されなかったが、パネルγ３およびγ７は、熱間圧延前にフラッシュ均質化された。パネルγ１は最終ゲージまで５０％熱間圧延された。パネルγ２は最終ゲージまで７０％熱間圧延された。パネルγ３は最終ゲージまで７０％熱間圧延された。パネルγ５は５０％熱間圧延され、次いで最終ゲージまでさらに冷間圧延された。パネルγ６は７０％熱間圧延され、次いで最終ゲージまでさらに冷間圧延された。パネルγ７は７０％熱間圧延され、次いで最終ゲージまでさらに冷間圧延された。金属ストリップを連続鋳造し、フラッシュ均質化し、次いで熱間圧延したときに、最も改善されたＦｅ構成粒子の崩壊及び／又は球状化が見出されたことが分かった。
図７０は、図６９を参照して図示し説明した金属片内のＦｅ構成粒子の円相当径の中央値および分布データを示すグラフである。
図７１は、図６９を参照して図示し説明した金属片内のＦｅ構成粒子のアスペクト比の中央値および分布データを示すグラフである。
図７０および図７１は、特にフラッシュ均質化を行わない熱間圧延と比較するとき、連続鋳造金属物品のフラッシュ均質化とそれに続く熱間圧延を介して、より小さいＦｅ成分を達成できることを示す。
加えて、曲げ試験は、曲げ試験を実施するドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の２３８－１００規格と試験を２．０ｍｍに正規化する２３２－２００規格とに従って図６９から選択されたサンプルに対して行われた。パネルγ５およびγ７からのサンプルは、それぞれ１６０°および１７１°のアルファ（外部）曲げ角度を達成した。
図示した実施形態を含む実施形態の前述の説明は、例示及び説明の目的でのみ提示されており、網羅的であること又は開示された正確な形態に限定することを意図するものではない。その多数の修正、適合、および使用は、当業者には明らかであろう。
以下で使用されるように、一連の実施例へのいかなる言及も、これらの実施例のそれぞれへの言及として分離的に理解されるべきである（例えば、「実施例１～４」は「実施例１、２、３、又は４」として理解される）。
実施例１は金属鋳造加工システムを示し、該金属鋳造加工システムは、第１速度で金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置と、第１速度とは異なる第２速度で動作する熱間圧延スタンドとを含む。
実施例２は実施例１のシステムを示し、該システムは、金属ストリップを中間コイルに巻き取るために連続鋳造装置に動作可能に結合された巻取装置と、中間コイルを収容し、そして、金属ストリップを熱間圧延スタンドの噛合部に提供するために、熱間圧延スタンドに動作可能に結合された巻出装置とをさらに含む。
実施例３は実施例２のシステムを示し、該システムは、中間コイルを受ける予熱装置をさらに含む。
実施例４は実施例２又は実施例３のシステムを示し、該システムは、中間コイルを垂直方向に格納する格納システムをさらに含む。
実施例５は実施例２～４のシステムを示し、該システムは、中間コイルを格納する格納システムをさらに含み、該格納システムは中間コイルを回転させるモータを含む。
実施例６は実施例１～５のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの下流に配置された熱源と、熱源の直下流に配置された急冷システムとをさらに含む。
実施例７は実施例１～６のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの下流に配置された予熱熱源と、予熱熱源と熱間圧延スタンドとの間に配置された急冷システムとをさらに含む。
実施例８は実施例１又は実施例６～７のシステムを示し、該システムは、第１速度と第２速度との間の差を吸収するために、連続鋳造装置と熱間圧延スタンドとの間に動作可能に配置されたアキュムレータをさらに含む。
実施例９は実施例１～８のシステムを示し、該システムは、連続鋳造装置の直下流に配置された後打ち急冷装置をさらに含む。
実施例１０は実施例１～９のシステムを示し、連続鋳造装置がベルト式鋳造装置である。
実施例１１は金属鋳造加工システムを示し、該金属鋳造加工システムは、金属ストリップを鋳造するベルト式連続鋳造装置と、金属ストリップを中間コイルに巻き取るために連続鋳造装置に関連付けられた巻取装置と、中間コイルを収容し、そして、金属ストリップの厚さを所望の厚さに減少させるために、少なくとも１つの熱間圧延スタンドに動作可能に結合された巻出装置とを含む。
実施例１２は実施例１１のシステムを示し、該システムは、中間コイルを受ける予熱装置をさらに含む。
実施例１３は実施例１１又は実施例１２のシステムを示し、該システムは、中間コイルを垂直方向に格納する格納システムをさらに含む。
実施例１４は実施例１１～１３のシステムを示し、該システムは、中間コイルを格納する格納システムをさらに含み、該格納システムは中間コイルを回転させるモータを含む。
実施例１５は実施例１１～１４のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの下流に配置された熱源と、熱源の直下流に配置された急冷システムとをさらに含む。
実施例１６は実施例１１～１５のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの下流に配置された予熱熱源と、予熱熱源と熱間圧延スタンドとの間に配置された急冷システムとをさらに含む。
実施例１７は実施例１１～１６のシステムを示し、該システムは、連続鋳造装置の直下流に配置された後打ち急冷装置をさらに含む。
実施例１７．５は実施例１１～１７のシステムを示し、ベルト式連続鋳造装置が金属ストリップを鋳造していないときに金属ストリップの厚さを減少させるために、少なくとも１つの熱間圧延スタンドはベルト式連続鋳造装置と巻取装置との間に配置される。
実施例１８は鋳造圧延方法を示し、該鋳造圧延方法は、第１速度で金属ストリップを連続鋳造すること、第２速度で金属ストリップを熱間圧延することを含み、第１速度は第２速度とは異なる。
実施例１９は実施例１８の方法を示し、該方法は、鋳造された金属ストリップを中間コイルに巻くことをさらに含み、金属ストリップを熱間圧延することは、中間コイルを巻き出すことを含む。
実施例２０は実施例１９の方法を示し、該方法は、中間コイルを予熱することをさらに含む。
実施例２１は実施例１９又は実施例２０の方法を示し、該方法は、中間コイルを垂直方向に格納することをさらに含む。
実施例２２は実施例１９～２１の方法を示し、該方法は、中間コイルを格納することをさらに含み、中間コイルを格納することは、中間コイルを周期的又は連続的に回転させることを含む。
実施例２３は実施例１８～２２の方法を示し、該方法は、金属ストリップを熱間圧延した後に金属ストリップを熱処理することをさらに含み、金属ストリップを熱処理することは、金属ストリップに熱を加えること、金属ストリップを直ちに急冷することを含む。
実施例２４は実施例１８～２３の方法を示し、該方法は、金属ストリップを熱間圧延する前に金属ストリップを再加熱することをさらに含み、金属ストリップを再加熱することは、金属ストリップを熱間圧延温度よりも高い温度に加熱すること、金属ストリップを熱間圧延温度まで急冷することを含む。
実施例２５は実施例１８又は実施例２３～２４の方法を示し、該方法は、金属ストリップをアキュムレータに通すことをさらに含み、アキュムレータは、第１速度と第２速度との間の差を補償する。
実施例２６は実施例１８～２５の方法を示し、金属ストリップを連続鋳造することは、一対のローラに液体金属を通して液体金属から熱を抽出して液体金属を凝固させることを含む。
実施例２７は中間金属製品を示し、該中間金属製品は、連続鋳造装置内において７ｍｍ～５０ｍｍのストリップ厚さで液体金属を冷却することによって形成された固体アルミニウムの第一相と、合金元素を含む第二相とを含み、合金元素は、新たに凝固した金属を溶体化温度未満の温度に急速冷却することによって第一相において過飽和になる。
実施例２８は実施例２７の金属製品を示し、該金属製品は、中間コイルに巻かれた金属ストリップの形状で形成される。
実施例３０は実施例２７～２８の中間金属製品を加熱することによって得られた金属ストリップを示し、金属ストリップは第一相全体に均一に分布した分散質を含み、分散質は１０ｎｍ～５００ｎｍの平均サイズを有する。
実施例３０は金属鋳造システムを示し、該金属鋳造システムは、金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置と、金属ストリップが連続鋳造装置を出るときに金属ストリップを急速冷却するのに十分な冷却剤を金属ストリップに供給するために、連続鋳造装置に隣接して配置された少なくとも１つのノズルとを含む。
実施例３１は実施例３０のシステムを示し、連続鋳造装置は、金属ストリップを７ｍｍ～５０ｍｍの厚さに鋳造するように配置される。
実施例３２は実施例３０又は実施例３１のシステムを示し、少なくとも１つのノズルは、金属ストリップが連続鋳造装置を出るときに１０秒以内に金属ストリップを１００℃以下の温度に急速冷却するように配置される。
実施例３３は実施例３０～３２のシステムを示し、該システムは、金属ストリップを溶体化温度以上の温度に加熱するために少なくとも１つのノズルの下流に配置された再加熱器をさらに含む。
実施例３４は実施例３３のシステムを示し、溶体化温度は、金属ストリップ内の金属の固相線温度よりも約３０℃低い。場合によっては、溶体化温度は、金属ストリップ内の金属の固相線温度よりも約２５℃～３５℃低い。
実施例３４．５は実施例３３又は実施例３４のシステムを示し、溶体化温度は４５０℃以上である。
実施例３５は実施例３３又は実施例３４のシステムを示し、該システムは、金属ストリップを溶体化温度よりも低い温度に急冷するために再加熱器の下流に配置された急冷装置をさらに含み、急冷装置は、金属ストリップを溶体化温度以上の温度に２時間以下の期間にわたって保つことを可能にするのに適した再加熱器から間隔を置いて配置される。
実施例３６は実施例３５のシステムを示し、急冷装置と再加熱器との間の距離は、金属ストリップを溶体化温度以上の温度に１時間以下の期間にわたって保つことを可能にするのに適している。
実施例３７は実施例３５のシステムを示し、急冷装置と再加熱器との間の距離は、金属ストリップを溶体化温度以上の温度に５分間以下の期間にわたって保つことを可能にするのに適している。
実施例３８は実施例３０～３７のシステムを示し、連続鋳造装置はベルト式鋳造機である。
実施例３９は実施例３０～３８のシステムを示し、該システムは、金属ストリップを中間コイルに巻き取るために少なくとも１つのノズルの下流に配置された巻取装置をさらに含む。
実施例４０は方法を示し、該方法は、連続鋳造装置を用いて金属ストリップを連続鋳造すること、金属ストリップが連続鋳造装置を出るときに金属ストリップを急冷することを含む。
実施例４１は実施例４０の方法を示し、金属ストリップを連続鋳造することは、金属ストリップを７ｍｍ～５０ｍｍの厚さに連続鋳造することを含む。
実施例４２は実施例４０又は実施例４１の方法を示し、金属ストリップを急冷することは、金属ストリップが連続鋳造装置を出るときに１０秒以内に金属ストリップを１００℃以下の温度に冷却するのに十分な冷却剤を金属ストリップに加えることを含む。
実施例４３は実施例４０～４２の方法を示し、該方法は、金属ストリップを急冷した後に金属ストリップを再加熱することをさらに含み、金属ストリップを再加熱することは、金属ストリップを溶体化温度に加熱することを含む。
実施例４４は実施例４３の方法を示し、溶体化温度は４８０℃以上である。
実施例４５は実施例４３又は実施例４４の方法を示し、該方法は、金属ストリップを再加熱した後に金属ストリップを急冷して金属ストリップを溶体化温度以下に冷却することをさらに含み、急冷は、金属ストリップを溶体化温度以上の温度に２時間以下の期間にわたって保つことを可能にした後に行われる。
実施例４６は実施例４５の方法を示し、期間は１時間以下である。
実施例４７は実施例４５の方法を示し、期間は１分間以下である。
実施例４８は実施例４０～４７の方法を示し、金属ストリップを連続鋳造することは、一対のローラに液体金属を通して液体金属から熱を抽出して液体金属を凝固させることを含む。
実施例４９は実施例４０～４８の方法を示し、該方法は、金属ストリップを急冷した後に金属ストリップを中間コイルに巻き取ることをさらに含む。
実施例５０は実施例１～５又は実施例８～１０のいずれかのシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの直下流に配置された急冷システムをさらに含み、熱間圧延スタンドは、熱間圧延中に金属ストリップを動的に再結晶させるために再結晶温度よりも高い温度で金属ストリップを受けるように配置される。
実施例５０．５は実施例１～５又は実施例８～１０のいずれかのシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの直下流に配置された急冷システムをさらに含み、熱間圧延スタンドは、圧延温度で金属ストリップを受けるように配置され、金属ストリップの厚さを減少させ、圧延温度で金属ストリップを再結晶させるのに十分な力を金属ストリップに加えるように構成される。
実施例５１は実施例５０のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの上流に配置されて、熱間圧延スタンドにおける金属ストリップの再結晶温度よりも高い温度に金属ストリップを加熱する熱源をさらに含む。
実施例５１．５は実施例５０．５のシステムを示し、該システムは、熱間圧延スタンドの上流に配置されて金属ストリップを圧延温度に加熱する熱源をさらに含む。
実施例５２は実施例５０～５１．５のシステムを示し、熱間圧延スタンドおよび急冷システムは、熱間圧延スタンドの直前から急冷システムの直後まで金属ストリップの温度を単調に低下させるように配置される。
実施例５３は実施例１１～１４又は実施例１７のシステムを示し、該システムは、少なくとも１つの熱間圧延スタンドの直下流に配置された急冷システムをさらに含み、少なくとも１つの熱間圧延スタンドは、金属ストリップが少なくとも１つの熱間圧延スタンドの最下流の熱間圧延スタンドを通過するときに金属ストリップを動的に再結晶させるために、再結晶温度よりも高い温度で金属ストリップを受けるように配置される。
実施例５３．５は実施例１１～１４又は実施例１７のシステムを示し、該システムは、少なくとも１つの熱間圧延スタンドの直下流に配置された急冷システムをさらに含み、少なくとも１つの熱間圧延スタンドの最下流の熱間圧延スタンドは、圧延温度で金属ストリップを受けるように配置され、金属ストリップの厚さを減少させ、圧延温度で金属ストリップを再結晶させるのに十分な力を金属ストリップに加えるように構成される。
実施例５４は実施例５３のシステムを示し、該システムは、少なくとも１つの熱間圧延スタンドのすべての上流に配置されて、最下流の熱間圧延スタンドにおける金属ストリップの再結晶温度よりも高い温度に金属ストリップを加熱する熱源をさらに含む。
実施例５４．５は実施例５３．５のシステムを示し、該システムは、少なくとも１つの熱間圧延スタンドのすべての上流に配置されて、圧延温度以上の温度に金属ストリップを加熱する熱源をさらに含む。
実施例５５は実施例５３又は実施例５４のいずれかのシステムを示し、少なくとも１つの熱間圧延スタンド及び急冷システムは、少なくとも１つの熱間圧延スタンドのすべての直前から急冷システムの直後まで金属ストリップの温度を単調に低下させるように配置される。
実施例５６は実施例１８～２２又は実施例２５～２６の方法を示し、該方法は、金属ストリップを熱間圧延した直後に金属ストリップを急冷することをさらに含み、金属ストリップを熱間圧延することは、再結晶温度よりも高い温度で金属ストリップを最終熱間圧延スタンドに通過させることを含む。
実施例５７は実施例５６の方法を示し、該方法は、金属ストリップを熱間圧延する直前に金属ストリップを予熱することをさらに含む。
実施例５８は実施例５６又は実施例５７の方法を示し、金属ストリップの温度は、金属ストリップの熱間圧延及び金属ストリップの急冷の間に、再結晶温度よりも高い温度から単調に低下する。
実施例５９は方法を示し、該方法は、金属ストリップを再結晶温度よりも高い温度に予熱すること、金属ストリップを熱間圧延することを含み、金属ストリップを熱間圧延することは、再結晶温度よりも高い温度で金属ストリップを最終熱間圧延スタンドに通過させること、金属ストリップを急冷することを含み、金属ストリップを急冷することは、金属ストリップを熱間圧延した直後に行われる。
実施例５９．５は方法を示し、該方法は、金属ストリップを圧延温度以上の温度に予熱すること、圧延温度で金属ストリップを最終熱間圧延スタンドに通過させると共に、金属ストリップの厚さを減少させ、圧延温度で金属ストリップを再結晶させるのに十分な力を金属ストリップに加えることを含む金属ストリップを熱間圧延すること、金属ストリップを熱間圧延した直後に行われる金属ストリップを急冷することを含む。
実施例６０は実施例５９又は実施例５９．５の方法を示し、金属ストリップを熱間圧延することは、金属ストリップが第１熱間圧延スタンドに入るときから金属ストリップが最終熱間圧延スタンドを出るときまで金属ストリップの温度を単調に低下させることを含む。
実施例６１は実施例５９又は実施例５９．５の方法を示し、金属ストリップを熱間圧延することは、金属ストリップの熱間圧延中に金属ストリップが第１熱間圧延スタンドに入るときから金属ストリップを急冷した直後まで金属ストリップの温度を単調に低下させることを含む。
実施例６２は実施例５９～６１の方法を示し、金属ストリップを熱間圧延することは、最終熱間圧延スタンドにおける厚さの減少率を１つ以上の先行する熱間圧延スタンドよりも大きくすることを含む。
実施例６３は実施例５９～６２の方法を示し、金属ストリップを熱間圧延することは、複数の作業ロールを用いて金属ストリップから熱を抽出することを含む。
実施例６４は、実施例６３の方法を示し、金属ストリップから熱を抽出することは、金属ストリップに最終熱間圧延スタンドを通過させるときに、金属ストリップの温度を所望の温度にするのに十分な熱を抽出することを含み、所望の温度は、最終熱間圧延スタンドを用いて金属ストリップの厚さを減少させることに関連する歪み速度に基づいて決定される。
実施例６４．５は、実施例６３の方法を示し、金属ストリップから熱を抽出することは、金属ストリップの温度を圧延温度にするのに十分な熱を抽出することを含み、圧延温度は、最終熱間圧延スタンドを用いて金属ストリップの厚さを減少させることに関連する歪み速度に基づいて決定される。
実施例６５は、実施例６３の方法を示し、最終熱間圧延スタンドは、予め設定された厚さ減少率で金属ストリップの厚さを減少させるように構成され、予め設定された厚さ減少率と所望の温度は、金属ストリップ内に析出物が形成する期間を最小化するように決定される。
実施例６６は、実施例６３の方法を示し、最終熱間圧延スタンドは、予め設定された厚さ減少率で金属ストリップの厚さを減少させるように構成され、予め設定された厚さ減少率と圧延温度は、金属ストリップを所望量の析出物形成にするように決定される。
実施例６７は、実施例６５又は６６の方法を示し、析出物はＭｇ２Ｓｉである。
実施例６８は、実施例５９～６７の方法で製造された冶金製品を示し、冶金製品は、Ｔ４規格に焼戻しされ、かつ４．０％以下のＭｇ２Ｓｉ析出物の体積分率を含む。
実施例６９は、実施例５９～６７の方法で製造された冶金製品を示し、冶金製品は、Ｔ４規格に焼戻しされ、かつ３．０％以下のＭｇ２Ｓｉ析出物の体積分率を含む。
実施例７０は、実施例５９～６７の方法で製造された冶金製品を示し、冶金製品は、Ｔ４規格に焼戻しされ、かつ２．０％以下のＭｇ２Ｓｉ析出物の体積分率を含む。
実施例７１は、実施例５９～６７の方法で製造された冶金製品を示し、冶金製品は、Ｔ４規格に焼戻しされ、かつ１．０％以下のＭｇ２Ｓｉ析出物の体積分率を含む。
実施例７２は、実施例１１～１７のシステムを示し、少なくとも１つの熱間圧延スタンドは、ベルト式連続鋳造装置と巻取装置の間に配置されて、ベルト式連続鋳造装置が金属ストリップを鋳造していないときに、金属ストリップの厚さを減少させる。
実施例７３は、中間金属製品を示し、該中間金属製品は、連続鋳造装置内で液体金属を７ｍｍ～５０ｍｍのストリップ厚さに冷却することによって形成された固体アルミニウムの第一相と、合金元素を含む第二相とを含み、第二相は、第一相と第二相を約３０％～８０％の断面の減少率で熱間又は温間加工することによって球状化される。場合によっては、断面の減少率は、約５０％～７０％である。
実施例７３．５は、実施例７３の中間金属製品を示し、熱間又は温間加工は、熱間又は温間圧延を含み、断面の減少率は、厚さの減少率である。
実施例７４は、実施例７３の金属製品を示し、金属製品は、コイルに巻かれた金属ストリップの形状に形成される。
実施例７５は、実施例７３～７４の金属製品を示し、第二相は、さらに、熱間又は温間加工の前に、第一相及び第二相における約４５０℃～５８０℃のピーク金属温度を約１～３分間維持することによって球状化される。
実施例７５．５は、実施例７３～７４の金属製品を示し、第二相は、さらに、第一相及び第二相におけるピーク金属温度を、金属製品の固相線温度より約１５℃～４５℃低いように維持することによって球状化され、ピーク金属温度は、熱間又は温間加工の前に、約１～３分間維持される。
実施例７６は、金属鋳造システムを示し、該金属鋳造システムは、金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置と、連続鋳造装置の下流に配置されて、金属ストリップを受け取り、熱間又は温間圧延温度で金属ストリップの厚さを約５０％～７０％減少させる１つ以上の圧延スタンドとを含む。
実施例７７は、実施例７６のシステムを示し、連続鋳造装置は、金属ストリップを７ｍｍ～９０ｍｍの厚さに鋳造するように構成される。
実施例７８は、実施例７６又は７７のシステムを示し、熱間又は温間圧延温度は、少なくとも約４００℃である。
実施例７９は、実施例７６～７８のシステムを示し、該システムは、連続鋳造装置と圧延スタンドとの間に一直線に配置されて、金属ストリップの固相線温度より約１５℃～４５℃低いピーク金属温度に金属ストリップを約１～３分間維持する均熱炉をさらに含む。場合によっては、ピーク金属温度は、約４５０℃～５８０℃に維持される。
実施例８０は、実施例７６～７９のシステムを示し、１つ以上の圧延スタンドは、金属ストリップの厚さの５０％～７０％の減少率を達成できる単一圧延スタンドを含む。
実施例８１は、実施例７６～８０のシステムを示し、連続鋳造装置はベルト式鋳造機である。
実施例８２は、実施例７６～８１のシステムを示し、該システムは、１つ以上の圧延スタンドの下流に配置され、金属ストリップをコイルに巻き取る巻取装置をさらに含む。
実施例８３は、連続鋳造装置を用いて金属ストリップを連続鋳造すること、金属ストリップが連続鋳造装置を出た後、金属ストリップを約５０％～７０％の厚さの減少率で熱間又は温間圧延することを含む方法を示す。
実施例８４は、実施例８３の方法を示し、金属ストリップを連続鋳造することは、金属ストリップを７ｍｍ～５０ｍｍの厚さに連続鋳造することを含む。
実施例８５は、実施例８３又は８４の方法を示し、熱間又は温間圧延は、少なくとも約４００℃の温度での熱間圧延を含む。
実施例８６は、実施例８３～８５の方法を示し、該方法は、金属ストリップの鋳造と金属ストリップの圧延の間に、金属ストリップの固相線温度より約１５℃～４５℃低いピーク金属温度を約１～３分間維持することをさらに含む。場合によっては、ピーク金属温度は、約４５０℃～５８０℃に維持される。
実施例８７は、実施例８６の方法を示し、金属ストリップを熱間又は温間圧延することは、単一圧延スタンドを用いて、金属ストリップの厚さを約５０％～７０％減少させることを含む。
実施例８８は、実施例８３～８７の方法を示し、金属ストリップを連続鋳造することは、液体金属に一対のローラを通過させて、液体金属から熱を抽出し、かつ液体金属を凝固させることを含む。
実施例８９は、実施例８３～８８の方法を示し、金属ストリップを温間又は熱間圧延した後、金属ストリップをコイルに巻き取ることをさらに含む。
実施例９０は、実施例８３～８９の方法を示し、金属ストリップを熱間又は温間圧延することは、圧延スタンドの噛み合いにおいて、前記金属ストリップから熱を抽出すること、金属ストリップに力を加えて金属ストリップの厚さを減少させることを含み、力を加えるときに、加えられた力は、金属ストリップの温度で金属ストリップを再結晶させるのに十分である。
実施例９１は、実施例９０の方法を示し、熱を抽出すること、および、力を加えることは、単一圧延スタンドで行われる。
実施例９２は、実施例９０の方法を示し、熱を抽出することは、第１圧延スタンドで行われ、力を加えることは、後続の圧延スタンドで行われる。
実施例９３は、アルミニウム金属製品を示し、厚さが約３５ｍｍ以下の厚さに減少する連続鋳造アルミニウム合金を含み、連続鋳造アルミニウム合金は、少なくとも０．２重量％の量で存在する鉄を含み、鉄系金属間化合物粒子の円相当径の中央値は、約０．８μｍ未満である。
実施例９４は、実施例９３のアルミニウム金属製品を示し、鉄系金属間化合物粒子の円相当径の中央値は、約０．７５μｍ未満である。
実施例９５は、実施例９３のアルミニウム金属製品を示し、鉄系金属間化合物粒子の円相当径の中央値は、約０．６５μｍ未満である。
実施例９６は、実施例９３～９５のアルミニウム金属製品を示し、鉄系金属間化合物粒子の中央アスペクト比は、約４未満である。
実施例９７は、実施例９３～９６のアルミニウム金属製品を示し、連続鋳造アルミニウム合金は、最終規格にある。
実施例９８は、実施例９３～９７のアルミニウム金属製品を示し、アルミニウム合金は、約２．０ｍｍの規格にある。
実施例９９は、実施例９３～９８のアルミニウム金属製品を示し、アルミニウム合金は、６ｘｘｘ系のアルミニウム合金である。
本開示の実施態様の一部を以下の＜態様１＞～＜態様３１＞に記載する：
＜態様１＞
連続鋳造装置内で液体金属を７ｍｍ～５０ｍｍのストリップ厚さに冷却することによって形成された固体アルミニウムの第一相；および
合金元素を含む第二相であって、第二相が前記第一相と第二相を約３０％～８０％の断面の減少率で熱間又は温間加工することによって球状化される第二相、
を含有する中間金属製品。
＜態様２＞
熱間又は温間加工は、熱間又は温間圧延を含み、前記断面の減少率は、厚さの減少率である態様１に記載の金属製品。
＜態様３＞
前記断面の減少率は、約５０％～７０％である態様１に記載の金属製品。
＜態様４＞
前記金属製品は、コイルに巻かれた金属ストリップの形状に形成される態様１に記載の金属製品。
＜態様５＞
前記第二相は、さらに、前記第一相及び第二相におけるピーク金属温度を、前記金属製品の固相線温度より約１５℃～４５℃低いように維持することによって球状化され、前記ピーク金属温度は、熱間又は温間加工の前に、約１～３分間維持される態様１に記載の金属製品。
＜態様６＞
前記第二相は、さらに、前記熱間又は温間加工の前に、前記第一相及び第二相における約４５０℃～５８０℃のピーク金属温度を約１～３分間維持することによって球状化される態様１に記載の金属製品。
＜態様７＞
金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置；および
前記連続鋳造装置の下流に配置されて、前記金属ストリップを受け取り、熱間又は温間圧延温度で金属ストリップの厚さを約５０％～７０％減少させる１つ以上の圧延スタンド、
を含む金属鋳造システム。
＜態様８＞
前記連続鋳造装置は、前記金属ストリップを７ｍｍ～５０ｍｍの厚さに鋳造するように構成される、態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様９＞
前記熱間又は温間圧延温度は、少なくとも約４００℃である、態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様１０＞
前記連続鋳造装置と前記圧延スタンドとの間に一直線に配置されて、前記金属ストリップの固相線温度より約１５℃～４５℃低いピーク金属温度に前記金属ストリップを約１～３分間維持する均熱炉をさらに含む態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様１１＞
前記１つ以上の圧延スタンドは、前記金属ストリップの厚さの５０％～７０％の減少率を達成できる単一圧延スタンドを含む、態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様１２＞
前記連続鋳造装置はベルト式鋳造機である態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様１３＞
１つ以上の圧延スタンドの下流に配置されて、前記金属ストリップをコイルに巻き取る巻取装置をさらに含む、態様７に記載の金属鋳造システム。
＜態様１４＞
連続鋳造装置を用いて金属ストリップを連続鋳造すること；および
前記金属ストリップが前記連続鋳造装置を出た後、前記金属ストリップを約５０％～７０％の厚さの減少率で熱間又は温間圧延すること
を含む方法。
＜態様１５＞
前記金属ストリップを連続鋳造することは、前記金属ストリップを７ｍｍ～５０ｍｍの厚さに連続鋳造することを含む、態様１４に記載の方法。
＜態様１６＞
熱間又は温間圧延することは、少なくとも約４００℃の温度での熱間圧延することを含む、態様１４に記載の方法。
＜態様１７＞
前記金属ストリップの鋳造と前記金属ストリップの圧延の間に、前記金属ストリップの固相線温度より約１５℃～４５℃低いピーク金属温度を約１～３分間維持することをさらに含む態様１４に記載の方法。
＜態様１８＞
前記金属ストリップを熱間又は温間圧延することは、単一圧延スタンドを用いて、前記金属ストリップの厚さを約５０％～７０％減少させることを含む態様１４に記載の方法。
＜態様１９＞
前記金属ストリップを連続鋳造することは、液体金属に一対のローラを通過させて、前記液体金属から熱を抽出し、かつ前記液体金属を凝固させることを含む態様１４に記載の方法。
＜態様２０＞
前記金属ストリップを熱間又は温間圧延した後、前記金属ストリップをコイルに巻き取ることをさらに含む、態様１４に記載の方法。
＜態様２１＞
金属ストリップを熱間又は温間圧延することが、
圧延スタンドの噛み合いにおいて、前記金属ストリップから熱の抽出すること；および
金属ストリップの厚さを減少させるために金属ストリップに力を加える際に、加えられた力が金属ストリップの温度で金属ストリップを再結晶化させるのに十分な力であるように力を加えること、を包含する、態様１４に記載の方法：。
＜態様２２＞
熱を抽出すること、および、力を加えることは、単一圧延スタンドで行われる、態様２１に記載の方法。
＜態様２３＞
熱を抽出することは、第１圧延スタンドで行われ、力を加えることは、後続の圧延スタンドで行われる、態様２１に記載の方法。
＜態様２４＞
第１速度で金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置；および
第１速度と異なる第２速度で動作する熱間圧延スタンド
を包含する金属鋳造加工システム。
＜態様２５＞
金属ストリップを鋳造するベルト式連続鋳造装置；
連続鋳造装置に関連付けられ、前記金属ストリップを中間コイルに巻き取る巻取装置；および
前記中間コイルを受け取る巻出装置であって、前記金属ストリップを所望の厚さに減少させる少なくとも１つの熱間圧延スタンドに結合された巻出装置、
を含む金属鋳造加工システム。
＜態様２６＞
第１速度での金属ストリップを連続鋳造すること；および
前記第１速度と異なる第２速度で前記金属ストリップを熱間圧延すること
を包含する鋳造圧延方法。
＜態様２７＞
連続鋳造装置内で液体金属を７ｍｍ～５０ｍｍのストリップ厚さに冷却することによって形成された固体アルミニウムの第一相；および
新たに凝固した金属を溶体化温度未満の温度に急速冷却することによって第一相において過飽和にされる合金元素を含む第二相
を含む中間金属製品。
＜態様２８＞
金属ストリップを鋳造する連続鋳造装置；および
連続鋳造装置に隣接して配置されて、前記金属ストリップが連続鋳造装置を出るときに前記金属ストリップを急速冷却するのに十分な冷却剤を前記金属ストリップに供給する少なくとも１つのノズル
を包含する金属鋳造システム。
＜態様２９＞
連続鋳造装置を用いた金属ストリップを連続鋳造すること；および
前記金属ストリップが前記連続鋳造装置を出るときに、前記金属ストリップを急速焼入れすること、を包含する方法。
＜態様３０＞
金属ストリップを圧延温度以上の温度に予熱すること；および
前記金属ストリップを熱間圧延すること、これは、前記圧延温度で前記金属ストリップに最終熱間圧延スタンドを通過させると共に、前記金属ストリップの厚さを減少させ、前記圧延温度で前記金属ストリップを再結晶させるのに十分な力を前記金属ストリップに加えることを含む；および
前記金属ストリップを熱間圧延した直後に行われる前記金属ストリップの焼入れすること
を包含する方法。
＜態様３１＞
厚さが約３５ｍｍ以下の厚さに減少した連続鋳造アルミニウム合金を含み、前記連続鋳造アルミニウム合金は、少なくとも０．２重量％の量で存在する鉄を含み、鉄系金属間化合物粒子の円相当径の中央値は約０．８μｍ未満である、アルミニウム金属製品。

Claims (7)

  1. ３ｘｘｘ系、５ｘｘｘ系、６ｘｘｘ系又は７ｘｘｘ系のアルミニウム合金である、中間金属製品を製造する方法であって、
    前記中間金属製品が、
    固体アルミニウムの第一相；および
    合金元素を含む第二相、
    を含有し、
    前記方法において、
    連続鋳造装置内で液体金属を７ｍｍ～５０ｍｍのストリップ厚さに冷却することによって、固体アルミニウムの前記第一相を形成し、
    前記第一相と第二相を３０％～８０％の断面の減少率で熱間又は温間加工することによって、前記第二相を球状化し、かつ
    前記第一相及び第二相におけるピーク金属温度を、４５０℃～５８０℃であってかつ前記中間金属製品の固相線温度より１５℃～４５℃低いように維持することによって、前記第二相をさらに球状化し、ここで、前記ピーク金属温度は、前記熱間又は温間加工の前に、１～３分間維持される、
    方法。
  2. 熱間又は温間加工は、熱間又は温間圧延を含み、前記断面の減少率は、厚さの減少率である請求項１に記載の中間金属製品の製造方法。
  3. 前記断面の減少率は、５０％～７０％である請求項１に記載の中間金属製品の製造方法。
  4. 前記中間金属製品は、コイルに巻かれた金属ストリップの形状に形成される請求項１に記載の中間金属製品の製造方法。
  5. 前記第二相は、さらに、前記熱間又は温間加工の前に、前記第一相及び第二相における４５０℃～５８０℃のピーク金属温度を１～３分間維持することによって球状化される請求項１に記載の中間金属製品の製造方法。
  6. 連続鋳造装置を用いて金属ストリップを連続鋳造すること
    前記金属ストリップが前記連続鋳造装置を出た後、前記金属ストリップを５０％～７０％の厚さの減少率で熱間又は温間圧延すること；及び
    前記金属ストリップの鋳造と前記金属ストリップの圧延の間に、４５０℃～５８０℃であってかつ前記金属ストリップの固相線温度より１５℃～１５０℃低いピーク金属温度を１～１０分間維持すること、
    を含む方法であって、
    金属ストリップを熱間又は温間圧延することが、
    圧延スタンドの噛み合いにおいて、前記金属ストリップから熱の抽出すること；および
    金属ストリップの厚さを減少させるために金属ストリップに力を加える際に、加えられた力が金属ストリップの温度で金属ストリップを再結晶化させるのに十分な力であるように力を加えること、を包含し、
    熱を抽出すること、および、力を加えることは、単一圧延スタンドで行われ、
    前記金属ストリップが３ｘｘｘ系、５ｘｘｘ系、６ｘｘｘ系または７ｘｘｘ系のアルミニウム合金である、方法。
  7. 連続鋳造装置を用いて金属ストリップを連続鋳造すること；
    前記金属ストリップが前記連続鋳造装置を出た後、前記金属ストリップを５０％～７０％の厚さの減少率で熱間又は温間圧延すること；及び
    前記金属ストリップの鋳造と前記金属ストリップの圧延の間に、４５０℃～５８０℃であってかつ前記金属ストリップの固相線温度より１５℃～１５０℃低いピーク金属温度を１～１０分間維持すること、
    を含む方法であって、
    金属ストリップを熱間又は温間圧延することが、
    圧延スタンドの噛み合いにおいて、前記金属ストリップから熱の抽出すること；および
    金属ストリップの厚さを減少させるために金属ストリップに力を加える際に、加えられた力が金属ストリップの温度で金属ストリップを再結晶化させるのに十分な力であるように力を加えること、を包含し、
    熱を抽出することは、第１圧延スタンドで行われ、力を加えることは、後続の圧延スタンドで行われ、
    前記金属ストリップが３ｘｘｘ系、５ｘｘｘ系、６ｘｘｘ系または７ｘｘｘ系のアルミニウム合金である、方法。
JP2024074967A 2016-10-27 2024-05-02 金属鋳造及び圧延ライン Active JP7843310B2 (ja)

Applications Claiming Priority (12)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201662413591P 2016-10-27 2016-10-27
US201662413740P 2016-10-27 2016-10-27
US201662413764P 2016-10-27 2016-10-27
US62/413,591 2016-10-27
US62/413,740 2016-10-27
US62/413,764 2016-10-27
US201762505944P 2017-05-14 2017-05-14
US62/505,944 2017-05-14
US201762529028P 2017-07-06 2017-07-06
US62/529,028 2017-07-06
JP2020136203A JP2021000661A (ja) 2016-10-27 2020-08-12 金属鋳造及び圧延ライン
JP2021134099A JP2021185000A (ja) 2016-10-27 2021-08-19 金属鋳造及び圧延ライン

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021134099A Division JP2021185000A (ja) 2016-10-27 2021-08-19 金属鋳造及び圧延ライン

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2024109633A JP2024109633A (ja) 2024-08-14
JP7843310B2 true JP7843310B2 (ja) 2026-04-09

Family

ID=60043361

Family Applications (7)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019522748A Active JP6750116B2 (ja) 2016-10-27 2017-09-27 金属鋳造及び圧延ライン
JP2019542346A Active JP6899913B2 (ja) 2016-10-27 2017-09-27 厚ゲージアルミニウム合金物品を作製するためのシステムおよび方法
JP2020136203A Pending JP2021000661A (ja) 2016-10-27 2020-08-12 金属鋳造及び圧延ライン
JP2021134099A Pending JP2021185000A (ja) 2016-10-27 2021-08-19 金属鋳造及び圧延ライン
JP2023040042A Active JP7485813B2 (ja) 2016-10-27 2023-03-14 金属鋳造及び圧延ライン
JP2024074967A Active JP7843310B2 (ja) 2016-10-27 2024-05-02 金属鋳造及び圧延ライン
JP2024101469A Pending JP2024144421A (ja) 2016-10-27 2024-06-24 金属鋳造及び圧延ライン

Family Applications Before (5)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019522748A Active JP6750116B2 (ja) 2016-10-27 2017-09-27 金属鋳造及び圧延ライン
JP2019542346A Active JP6899913B2 (ja) 2016-10-27 2017-09-27 厚ゲージアルミニウム合金物品を作製するためのシステムおよび方法
JP2020136203A Pending JP2021000661A (ja) 2016-10-27 2020-08-12 金属鋳造及び圧延ライン
JP2021134099A Pending JP2021185000A (ja) 2016-10-27 2021-08-19 金属鋳造及び圧延ライン
JP2023040042A Active JP7485813B2 (ja) 2016-10-27 2023-03-14 金属鋳造及び圧延ライン

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2024101469A Pending JP2024144421A (ja) 2016-10-27 2024-06-24 金属鋳造及び圧延ライン

Country Status (13)

Country Link
US (5) US11806779B2 (ja)
EP (4) EP3892398B1 (ja)
JP (7) JP6750116B2 (ja)
KR (4) KR102259548B1 (ja)
CN (3) CN110022999B (ja)
AU (2) AU2017350368A1 (ja)
BR (1) BR112019008427B1 (ja)
CA (3) CA3210413A1 (ja)
DE (2) DE202017007438U1 (ja)
ES (3) ES2878048T3 (ja)
MX (3) MX2019004840A (ja)
RU (1) RU2019115595A (ja)
WO (2) WO2018080706A1 (ja)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2840673T3 (es) 2015-12-18 2021-07-07 Novelis Inc Aleaciones de aluminio 6xxx de alta resistencia y procedimientos para fabricar las mismas
RU2019115595A (ru) 2016-10-27 2020-11-27 Новелис Инк. Линия для литья и прокатки металла
US11692255B2 (en) 2016-10-27 2023-07-04 Novelis Inc. High strength 7XXX series aluminum alloys and methods of making the same
US11821065B2 (en) 2016-10-27 2023-11-21 Novelis Inc. High strength 6XXX series aluminum alloys and methods of making the same
WO2019222177A1 (en) * 2018-05-15 2019-11-21 Novelis Inc. F* and w temper aluminum alloy products and methods of making the same
WO2019222236A1 (en) * 2018-05-15 2019-11-21 Novelis Inc. High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same
US12215412B2 (en) 2018-12-12 2025-02-04 Elkeme Hellenic Research Centre For Metals S.A. Method and system for heat treatment of metal alloy sheet
EP3842561B1 (en) * 2019-12-23 2022-08-17 Novelis Koblenz GmbH Method of manufacturing an aluminium alloy rolled product
CN111077178B (zh) * 2020-01-16 2021-09-24 昆明理工大学 一种高通量喷淬试样装卡装置
FI20205279A1 (en) * 2020-03-19 2021-09-20 Upcast Oy Process for making a non-ferrous metal pipe
CN115362035A (zh) * 2020-04-03 2022-11-18 诺维尔里斯公司 金属的热开卷
KR20230019922A (ko) * 2020-07-22 2023-02-09 노벨리스 인크. 제품을 가열 및 롤성형하기 위한 방법 및 장치
EP3974072B1 (de) 2020-09-24 2023-07-19 Primetals Technologies Austria GmbH Giess-walz-verbundanlage und verfahren zum betrieb der giess-walz-verbundanlage
KR20230095109A (ko) * 2021-01-26 2023-06-28 노벨리스 인크. 칼슘을 포함하는 주조 알루미늄 합금 및 관련 공정
CN116940699A (zh) 2021-03-12 2023-10-24 诺维尔里斯公司 高强度5xxx铝合金变体及其制备方法
CN113745631B (zh) * 2021-08-31 2022-11-11 湖北亿纬动力有限公司 一种电池卷芯揉平方法
CN115254955A (zh) * 2022-05-06 2022-11-01 湖南工业大学 一种铝合金薄板的轧制方法
TWI799335B (zh) * 2022-08-15 2023-04-11 中國鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼材及其製造方法
CN116728096A (zh) * 2023-06-16 2023-09-12 成都和智达金属有限公司 一种铝板显微组织无损伤分切工艺
CN117102812A (zh) * 2023-08-22 2023-11-24 广西广投柳州铝业股份有限公司 一种新能源汽车动力电池侧板用铝合金冷轧板材生产方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20030150587A1 (en) 2002-02-11 2003-08-14 Zhong Li Process for producing aluminum sheet product having controlled recrystallization

Family Cites Families (129)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3612151A (en) 1969-02-14 1971-10-12 Kaiser Aluminium Chem Corp Control of continuous casting
US3933193A (en) 1971-02-16 1976-01-20 Alcan Research And Development Limited Apparatus for continuous casting of metal strip between moving belts
GB1387992A (en) 1971-02-16 1975-03-19 Alcan Res & Dev Apparatus for continuous casting
US4028141A (en) 1975-03-12 1977-06-07 Southwire Company Aluminum iron silicon alloy
CH624147A5 (ja) 1976-12-24 1981-07-15 Alusuisse
FR2379329A1 (fr) * 1977-02-02 1978-09-01 Pechiney Aluminium Procede de production de fil machine par coulee et laminage continus
US4194553A (en) * 1978-06-05 1980-03-25 Hitachi, Ltd. Cooling and guide method and apparatus in a continuous casting machine
US4238248A (en) 1978-08-04 1980-12-09 Swiss Aluminium Ltd. Process for preparing low earing aluminum alloy strip on strip casting machine
US4235646A (en) * 1978-08-04 1980-11-25 Swiss Aluminium Ltd. Continuous strip casting of aluminum alloy from scrap aluminum for container components
JPS58100904A (ja) * 1981-12-09 1983-06-15 Kawasaki Steel Corp 特殊連鋳機と熱間圧延配置列
FR2526047A1 (fr) 1982-04-30 1983-11-04 Conditionnements Aluminium Procede de fabrication de produits en alliage d'aluminium aptes a l'etirage
DE3241745C2 (de) 1982-11-11 1985-08-08 Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf Verfahren zum Herstellen von warmgewalztem Stahlband aus stranggegossenem Vormaterial in unmittelbar aufeinanderfolgenden Arbeitsschritten
US4753685A (en) 1983-02-25 1988-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Aluminum alloy sheet with good forming workability and method for manufacturing same
US4614552A (en) 1983-10-06 1986-09-30 Alcan International Limited Aluminum alloy sheet product
JPS60152348A (ja) 1984-01-18 1985-08-10 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 双ベルト式連続鋳造機
JPS621839A (ja) 1985-06-26 1987-01-07 Sky Alum Co Ltd 耐摩耗性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法
JPS6283453A (ja) 1985-10-07 1987-04-16 Sumitomo Alum Smelt Co Ltd 押出加工用アルミニウム合金鋳塊の製造法
JPS6289502A (ja) 1985-10-12 1987-04-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 薄鋳片連続鋳造による鋼板の製造法
EP0233147B1 (de) 1986-02-13 1988-12-21 Larex Ag Walzgiessverfahren und Walzgiessanlage zur Durchführung desselben
US4808247A (en) 1986-02-21 1989-02-28 Sky Aluminium Co., Ltd. Production process for aluminum-alloy rolled sheet
JPH0636965B2 (ja) * 1987-01-27 1994-05-18 三菱重工業株式会社 ベルト式連続鋳造機
JPS63252604A (ja) 1987-04-08 1988-10-19 Hitachi Ltd 連鋳直結圧延方法及び装置
JPS63309306A (ja) * 1987-06-11 1988-12-16 Hitachi Ltd 連続鋳造鋳片の圧延設備及び圧延方法
US5244516A (en) 1988-10-18 1993-09-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Aluminum alloy plate for discs with improved platability and process for producing the same
US5046347A (en) 1989-10-10 1991-09-10 Alcan International Limited Coolant containment apparatus for rolling mills
JPH07110398B2 (ja) * 1991-05-09 1995-11-29 新日本製鐵株式会社 薄鋼帯製造装置
DE4121489C2 (de) 1991-06-26 1994-08-04 Mannesmann Ag Ofenanlage als Zwischenspeicher hinter einer Dünnbrammengießanlage
JPH0819509B2 (ja) 1991-07-31 1996-02-28 リョービ株式会社 高強度アルミニウム合金の製造方法
US5356495A (en) * 1992-06-23 1994-10-18 Kaiser Aluminum & Chemical Corporation Method of manufacturing can body sheet using two sequences of continuous, in-line operations
GB9221438D0 (en) 1992-10-13 1992-11-25 Philips Electronics Nv Time management for cordless telephone
TW245661B (ja) * 1993-01-29 1995-04-21 Hitachi Seisakusyo Kk
US5616189A (en) 1993-07-28 1997-04-01 Alcan International Limited Aluminum alloys and process for making aluminum alloy sheet
JPH0790459A (ja) 1993-09-17 1995-04-04 Mitsubishi Alum Co Ltd 押出用耐摩耗性アルミニウム合金および耐摩耗性アルミニウム合金材の製造方法
FR2716896B1 (fr) 1994-03-02 1996-04-26 Pechiney Recherche Alliage 7000 à haute résistance mécanique et procédé d'obtention.
JPH07252573A (ja) 1994-03-17 1995-10-03 Kobe Steel Ltd 靭性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金及びその製造方法
DE69507398T2 (de) 1994-08-05 1999-05-27 Fuji Photo Film Co., Ltd., Minami-Ashigara, Kanagawa Träger aus einer Aluminium-Legierung für eine Hochdruckplatte und Verfahren zur Herstellung dieser Gegenstände
BR9611416A (pt) * 1995-09-18 1999-02-23 Kaiser Aluminium Chem Corp Processos para a fabricação de patilhas e tampos de latas para recipientes de liga de alumínio de material de patilhas e tampos das latas para recipientes de liga de alumínio e de material de folha de liga de alumínio tampa ou patilha de lata para recipientes de liga de alumínio e material para tampa ou patilha de lata para recipientes de liga de alumínio
AUPN733095A0 (en) 1995-12-22 1996-01-25 Bhp Steel (Jla) Pty Limited Twin roll continuous caster
JP3160519B2 (ja) * 1996-01-18 2001-04-25 三菱重工業株式会社 熱間圧延ライン
JPH09327706A (ja) 1996-06-07 1997-12-22 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 熱間連続圧延設備
US5850020A (en) 1996-09-11 1998-12-15 Genesis Research & Development Corporation, Ltd. Materials and method for the modification of plant lignin content
JPH10130768A (ja) 1996-10-30 1998-05-19 Furukawa Electric Co Ltd:The 成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の直接鋳造圧延板とその製造方法
EP0970259B1 (en) 1997-03-07 2002-10-16 Alcan International Limited Process for producing aluminium sheet
FR2763602B1 (fr) 1997-05-20 1999-07-09 Pechiney Rhenalu Procede de fabrication de bandes en alliages d'aluminium par coulee continue mince entre cylindres
EP0996761A4 (en) 1997-06-04 2001-08-08 Golden Aluminum Co CONTINUOUS CASTING METHOD FOR PRODUCING ALUMINUM ALLOYS WITH LOW PITCHING
DE19725434C2 (de) * 1997-06-16 1999-08-19 Schloemann Siemag Ag Verfahren zum Walzen von Warmbreitband in einer CSP-Anlage
US20030173003A1 (en) * 1997-07-11 2003-09-18 Golden Aluminum Company Continuous casting process for producing aluminum alloys having low earing
JP2000017412A (ja) * 1998-07-01 2000-01-18 Furukawa Electric Co Ltd:The アルミニウム合金板の製造方法
JP4229307B2 (ja) 1998-11-20 2009-02-25 住友軽金属工業株式会社 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2000176508A (ja) * 1998-12-16 2000-06-27 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 高強度鋼板連続製造設備
AU3088400A (en) 1998-12-18 2000-07-12 Avesta Sheffield Aktiebolag Method for manufacturing of strips of stainless steel and integrated rolling mill line
JP3495278B2 (ja) 1999-01-26 2004-02-09 株式会社神戸製鋼所 ベルト式連続鋳造装置およびベルト式連続鋳造方法
US6289972B1 (en) 1999-05-21 2001-09-18 Danieli Technology Inc. Integrated plant for the production of rolled stock
EP1244819B1 (en) 1999-12-17 2005-08-10 Alcan International Limited Method of quenching an alloy sheet to minimize distortion
US6755236B1 (en) 2000-08-07 2004-06-29 Alcan International Limited Belt-cooling and guiding means for continuous belt casting of metal strip
GB2366531B (en) 2000-09-11 2004-08-11 Daido Metal Co Method and apparatus for continuous casting of aluminum bearing alloy
DE10116636C2 (de) 2001-04-04 2003-04-03 Vaw Ver Aluminium Werke Ag Verfahren zur Herstellung von AIMn-Bändern oder Blechen
NL1018817C2 (nl) 2001-08-24 2003-02-25 Corus Technology B V Werkwijze voor het bewerken van een continu gegoten metalen plak of band, en aldus vervaardigde plaat of band.
FR2835533B1 (fr) 2002-02-05 2004-10-08 Pechiney Rhenalu TOLE EN ALLIAGE Al-Si-Mg POUR PEAU DE CARROSSERIE AUTOMOBILE
WO2003066927A1 (en) 2002-02-08 2003-08-14 Nichols Aluminium Method and apparatus for producing a solution heat treated sheet
WO2004001086A1 (en) 2002-06-24 2003-12-31 Corus Aluminium Walzprodukte Gmbh Method of producing high strength balanced al-mg-si alloy and a weldable product of that alloy
US6811625B2 (en) 2002-10-17 2004-11-02 General Motors Corporation Method for processing of continuously cast aluminum sheet
US7048815B2 (en) 2002-11-08 2006-05-23 Ues, Inc. Method of making a high strength aluminum alloy composition
US6764559B2 (en) 2002-11-15 2004-07-20 Commonwealth Industries, Inc. Aluminum automotive frame members
CN100548531C (zh) 2003-10-03 2009-10-14 诺维尔里斯公司 有色金属与轻金属的带式铸造方法及其设备
KR101105920B1 (ko) 2003-10-03 2012-01-17 노벨리스 인코퍼레이티드 연속주조기의 주조 벨트의 표면 집합조직
US6959476B2 (en) 2003-10-27 2005-11-01 Commonwealth Industries, Inc. Aluminum automotive drive shaft
TW200536946A (en) 2003-12-11 2005-11-16 Nippon Light Metal Co Method for producing Al-Mg-Si alloy excellent in bake-hardenability and hemmability
US7182825B2 (en) 2004-02-19 2007-02-27 Alcoa Inc. In-line method of making heat-treated and annealed aluminum alloy sheet
US20050211350A1 (en) 2004-02-19 2005-09-29 Ali Unal In-line method of making T or O temper aluminum alloy sheets
JP4222964B2 (ja) * 2004-04-09 2009-02-12 トヨタ自動車株式会社 自動車外板用アルミニウム合金板とその製造方法および自動車外板
KR20110033873A (ko) 2005-04-07 2011-03-31 지오반니 아르베디 연속 주조부와 압연부 사이에서 연속성의 중단이 없이 금속 스트립 및 시트를 제조하기 위한 방법 및 시스템
WO2006126281A1 (en) 2005-05-25 2006-11-30 Nippon Light Metal Co., Ltd. Aluminum alloy sheet and method for manufacturing the same
JP2007031819A (ja) 2005-07-29 2007-02-08 Nippon Light Metal Co Ltd アルミニウム合金板の製造方法
DE102006054932A1 (de) 2005-12-16 2007-09-13 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Metallbandes durch Gießwalzen
RU2299256C1 (ru) 2005-12-27 2007-05-20 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Сплав на основе алюминия и изделие, выполненное из него
JP4203508B2 (ja) 2006-03-08 2009-01-07 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金鋳造板の製造方法
RU2305022C1 (ru) 2006-03-13 2007-08-27 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский государственный технический университет-УПИ" Способ изготовления фольговой заготовки из сплава алюминий-железо-кремний
JP4939093B2 (ja) * 2006-03-28 2012-05-23 株式会社神戸製鋼所 ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法
RU2313594C1 (ru) 2006-04-03 2007-12-27 Открытое Акционерное Общество "Корпорация Всмпо-Ависма" Сплав на основе алюминия
DE102007022931A1 (de) 2006-05-26 2007-11-29 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen eines Metallbandes durch Stranggießen
FR2907466B1 (fr) 2006-07-07 2011-06-10 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Produits en alliage d'aluminium de la serie aa7000 et leur procede de fabrication
WO2008016169A1 (en) 2006-08-01 2008-02-07 Showa Denko K.K. Process for production of aluminum alloy formings, aluminum alloy formings and production system
JP4690279B2 (ja) 2006-09-22 2011-06-01 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金材の耐応力腐食割れ性の評価方法
JP2008190022A (ja) 2007-02-07 2008-08-21 Kobe Steel Ltd Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金熱延上り板およびその製造法
US9039848B2 (en) 2007-11-15 2015-05-26 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Al—Mg—Zn wrought alloy product and method of its manufacture
DE112009000981T5 (de) 2008-04-25 2011-03-24 Aleris Aluminium Duffel Bvba Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer Aluminiumlegierung
JP2009293071A (ja) * 2008-06-04 2009-12-17 Mazda Motor Corp 連続鋳造圧延材及び連続鋳造圧延材を用いた塑性加工部材の製造方法
CN102066596B (zh) 2008-06-24 2016-08-17 阿勒里斯铝业科布伦茨有限公司 具有降低的淬火敏感性的Al-Zn-Mg合金产品
CN102245319B (zh) 2008-12-09 2014-11-26 Sms西马格股份公司 用于制造由金属制成的带的方法和用于执行该方法的生产设备
RU2503513C2 (ru) * 2009-05-06 2014-01-10 Сименс Акциенгезелльшафт Способ изготовления материала, прокатываемого в прокатном стане прокатной установки, управляющее и/или регулирующее устройство для прокатной установки для изготовления прокатываемого материала, прокатная установка для изготовления прокатываемого материала, машиночитаемый программный код и носитель для хранения данных
RU2415193C1 (ru) 2009-12-24 2011-03-27 Открытое Акционерное Общество "МОСОБЛПРОММОНТАЖ" Литейный сплав на основе алюминия
US9359660B2 (en) 2010-09-08 2016-06-07 Alcoa Inc. 6XXX aluminum alloys, and methods for producing the same
RU102550U1 (ru) 2010-10-13 2011-03-10 Федеральное Государственное Автономное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Сибирский Федеральный Университет" Установка для непрерывного литья, прокатки и прессования металла
EP2554281B1 (en) * 2011-08-01 2017-03-22 Primetals Technologies Germany GmbH Method and apparatus for a continuous rolling
KR101600224B1 (ko) 2012-02-10 2016-03-04 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 접속 부품용 알루미늄 합금판 및 그의 제조 방법
WO2013133960A1 (en) 2012-03-07 2013-09-12 Alcoa Inc. Improved 7xxx aluminum alloys, and methods for producing the same
KR20140132002A (ko) 2012-03-07 2014-11-14 알코아 인코포레이티드 개선된 6xxx 알루미늄 합금, 및 이의 제조 방법
US9856552B2 (en) 2012-06-15 2018-01-02 Arconic Inc. Aluminum alloys and methods for producing the same
WO2014002289A1 (ja) 2012-06-28 2014-01-03 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管およびその製造方法
JP5854954B2 (ja) 2012-08-30 2016-02-09 株式会社デンソー 高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法
DE102012215599A1 (de) 2012-09-03 2014-03-06 Sms Siemag Ag Verfahren und Vorrichtung zur dynamischen Versorgung einer Kühleinrichtung zum Kühlen von Metallband oder sonstigem Walzgut mit Kühlmittel
CN104619872A (zh) 2012-09-20 2015-05-13 株式会社神户制钢所 铝合金制汽车构件
US9587298B2 (en) 2013-02-19 2017-03-07 Arconic Inc. Heat treatable aluminum alloys having magnesium and zinc and methods for producing the same
CN103131904B (zh) 2013-03-06 2015-03-25 佛山市三水凤铝铝业有限公司 一种铝合金材料及其热处理工艺
ES2649160T5 (es) 2013-03-11 2024-09-30 Novelis Inc Mejora de la planeidad de una cinta laminada
JP2014219222A (ja) 2013-05-01 2014-11-20 住友電気工業株式会社 鋳造材の欠陥検査方法
CN106164308B (zh) 2013-09-06 2019-10-01 奥科宁克公司 铝合金产品及其制备方法
CN103510029B (zh) 2013-09-23 2016-08-10 北京有色金属研究总院 一种适用于6000系铝合金车身板的固溶热处理方法
FR3014905B1 (fr) 2013-12-13 2015-12-11 Constellium France Produits en alliage d'aluminium-cuivre-lithium a proprietes en fatigue ameliorees
CN104109784B (zh) 2014-04-30 2016-09-14 广西南南铝加工有限公司 一种超高强度Al-Zn-Mg-Cu系铝合金大规格扁铸锭及其制造方法
CA2967837C (en) 2014-12-03 2022-11-01 Arconic Inc. Methods of continuously casting new 6xxx aluminum alloys, and products made from the same
JP2016160516A (ja) 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
JP2016160515A (ja) 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板
CN104762575B (zh) * 2015-03-27 2016-08-24 燕山大学 一种通过晶粒球化方式优化三元ZrAlBe合金塑性的方法
WO2017066416A1 (en) 2015-10-14 2017-04-20 Novelis Inc. Engineered work roll texturing
KR101755236B1 (ko) 2015-10-21 2017-07-10 주식회사 포스코 연연속 압연 장치 및 방법
CN115584403A (zh) 2015-12-18 2023-01-10 诺维尔里斯公司 高强度6xxx铝合金和其制备方法
CN105397045B (zh) * 2015-12-21 2017-11-10 东北大学 一种铝合金板坯的铸轧装置及铸轧方法
CA3008021C (en) 2016-01-08 2020-10-20 Arconic Inc. 6xxx aluminum alloys, and methods of making the same
CN105734369B (zh) 2016-04-21 2017-12-22 辽宁忠旺集团有限公司 φ784mm的7xxx系超硬铝合金圆棒的热顶铸造工艺
JP6933712B2 (ja) 2016-09-27 2021-09-08 ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． 表面品質を制御する金属の磁気浮上加熱
US11072844B2 (en) 2016-10-24 2021-07-27 Shape Corp. Multi-stage aluminum alloy forming and thermal processing method for the production of vehicle components
CA2983323A1 (en) 2016-10-25 2018-04-25 Arconic Inc. Unworked continuously cast heat-treatable aluminum alloy plates
US11692255B2 (en) 2016-10-27 2023-07-04 Novelis Inc. High strength 7XXX series aluminum alloys and methods of making the same
RU2019115595A (ru) 2016-10-27 2020-11-27 Новелис Инк. Линия для литья и прокатки металла
US11821065B2 (en) 2016-10-27 2023-11-21 Novelis Inc. High strength 6XXX series aluminum alloys and methods of making the same
KR20200033893A (ko) 2017-07-21 2020-03-30 노벨리스 인크. 저압 압연으로 금속 기재의 평탄도를 제어하기 위한 시스템 및 방법
EP4620596A3 (en) 2017-08-16 2025-11-05 Novelis Inc. Belt casting path control

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20030150587A1 (en) 2002-02-11 2003-08-14 Zhong Li Process for producing aluminum sheet product having controlled recrystallization

Also Published As

Publication number Publication date
US11590565B2 (en) 2023-02-28
DE202017007438U1 (de) 2021-07-20
EP3892398B1 (en) 2023-08-09
ES2955353T3 (es) 2023-11-30
EP3532217A1 (en) 2019-09-04
EP3532213B1 (en) 2021-09-01
JP6750116B2 (ja) 2020-09-02
JP2021000661A (ja) 2021-01-07
EP3532217B1 (en) 2021-05-05
EP4242339A3 (en) 2024-02-21
KR20190073470A (ko) 2019-06-26
BR112019008427A2 (pt) 2019-07-09
AU2017350368A1 (en) 2019-05-09
WO2018080707A1 (en) 2018-05-03
MX2019004907A (es) 2019-06-20
ES2878048T3 (es) 2021-11-18
CN110022999A (zh) 2019-07-16
WO2018080706A1 (en) 2018-05-03
US10913107B2 (en) 2021-02-09
ES2891012T3 (es) 2022-01-25
KR20210024678A (ko) 2021-03-05
KR102259548B1 (ko) 2021-06-07
EP3892398A1 (en) 2021-10-13
JP2024109633A (ja) 2024-08-14
DE202017007472U1 (de) 2021-11-04
US20210046540A1 (en) 2021-02-18
US20180117669A1 (en) 2018-05-03
CN109890537A (zh) 2019-06-14
KR20190077451A (ko) 2019-07-03
AU2017350512A1 (en) 2019-05-23
US20180117650A1 (en) 2018-05-03
CN119973056A (zh) 2025-05-13
CA3210413A1 (en) 2018-05-03
US11806779B2 (en) 2023-11-07
KR20220053056A (ko) 2022-04-28
RU2019115595A3 (ja) 2020-11-27
US20230226598A1 (en) 2023-07-20
JP2020500719A (ja) 2020-01-16
AU2017350512B2 (en) 2020-02-20
JP2023085318A (ja) 2023-06-20
MX2019004840A (es) 2019-06-20
EP4242339A2 (en) 2023-09-13
CA3041474C (en) 2023-05-09
MX2024014737A (es) 2025-01-09
JP2020503173A (ja) 2020-01-30
JP2021185000A (ja) 2021-12-09
JP2024144421A (ja) 2024-10-11
BR112019007596A2 (pt) 2019-07-02
EP3532213A1 (en) 2019-09-04
JP6899913B2 (ja) 2021-07-07
CN110022999B (zh) 2022-07-08
BR112019008427B1 (pt) 2022-12-13
RU2019115595A (ru) 2020-11-27
CA3041998C (en) 2023-10-17
KR102332140B1 (ko) 2021-11-29
US20250083219A1 (en) 2025-03-13
KR102474777B1 (ko) 2022-12-07
CA3041474A1 (en) 2018-05-03
JP7485813B2 (ja) 2024-05-16
CA3041998A1 (en) 2018-05-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7843310B2 (ja) 金属鋳造及び圧延ライン
EP0576170B1 (en) A method of manufacturing aluminum alloy sheet
RU2356998C2 (ru) Поточный способ изготовления термообработанного и отожженного листа алюминиевого сплава
JP5715413B2 (ja) 表面性状が良好な高強度缶ボディ用板材の製造方法
CN105586516B (zh) 冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法
WO2003066926A1 (en) Method of manufacturing aluminum alloy sheet
WO2026032341A1 (en) Non-oriented silicon steel strip
JP2017179456A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材
Wagstaff Metal Products Exhibiting Improved Mechanical Properties and Methods of Making the Same
JP2009522106A (ja) フェライト構造を有する冷間圧延ストリップを製造する方法
JP2009120926A (ja) アルミニウム圧延板およびその製造方法
JPS63105953A (ja) 表面品質の優れたアルミニウム又はアルミニウム合金板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20240531

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20240531

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20250611

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20250715

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20251014

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20260114

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20260217

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20260319

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20260330

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7843310

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150