TWI810177B - 鋁合金厚板 - Google Patents
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Abstract
本發明的鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa~0.48Wa各位置處，等值圓直徑達50μm以上孔隙個數中最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa~0.30Wa各位置，等值圓直徑達50μm以上孔隙個數中最大值設為B(個/cm2)，則A係160個/cm2以下、且B係A的1.15倍以上。
根據本發明可提供：適用為減壓容器的框體部用材料、疲勞強度特性優異的Al-Mg系鋁合金合厚板。
Description
本發明係關於太陽電池製造裝置、液晶面板製造裝置等會重複大氣壓與真空的減壓容器之框體所使用之鋁合金製厚板。
重複大氣壓與真空的減壓容器之框體部，因為會重複作用應力，故要求高疲勞強度特性。
疲勞強度惡化的要因係可舉例如材料內的孔隙。抑或者，疲勞強度惡化的要因係可舉例如材料內的孔隙及粗大結晶析出物。一般若將鋼胚施行軋延，內部的孔隙會因承受壓力而逐漸變小，雖就薄板而言不會構成問題，但若就軋縮率較小的厚度300mm以上之厚板而言，反而確認到鋼胚的孔隙變為更大(參照專利文獻1等)。
所以，習知就減壓容器的框體部材料係使用孔隙量較少的6061合金。例如專利文獻2有記載：減壓容器的框體部材料係使用6061合金。
[專利文獻1]日本專利特開2009-90372號公報
[專利文獻2]日本專利特開2011-214149號公報
但是，為使6061合金能呈現所要求的強度，在軋延後必需施行熱處理步驟，故而會有導致製造成本提高的問題。
相對於此，將Al-Mg系合金使用於減壓容器的框體部時，因為不需要上述熱處理步驟，所以能降低製造成本。另一方面，Al-Mg系合金相較於6061合金，Mg含有量較多，因而材料內的孔隙數增加，對疲勞強度特性造成不良影響。
再者，將Al-Mg系合金使用於減壓容器的框體部時，因為不需要上述熱處理步驟，所以能降低製造成本，但另一方面，因為Al-Mg系合金會成為更高合金系，所以會結晶析出多數的Mg-Si系、Al-Fe系、Al-Mn系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Si系等介金屬化合物。因為該等將成為疲勞龜裂傳播的路徑，所以更加對疲勞強度特性造成不良影響。
所以，本發明目的在於提供：適用為減壓容器的框體部用材料、疲勞強度特性優異的Al-Mg系鋁合金合厚板。
上述本發明課題係藉由以下的本發明而解決。
即，本發明(1)所提供的鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)，則A係160個/cm2以下、且B係A的1.15倍以上。
再者，本發明(2)係提供如(1)的鋁合金厚板，其中，上述鋁合金係含有：0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、0.40質量%以下的Fe、及0.40質量%以下的Si中之任1種或2種以上。
再者，本發明(3)所提供鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg、及0.4質量%以下Fe之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板 寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若將(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中之最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)，則A係700個/cm2以下、且B係A的1.3倍以上。
再者，本發明(4)係提供如(3)的鋁合金厚板，其中，上述鋁合金係含有：0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn及0.40質量%以下的Si中之任1種或2種以上。
根據本發明可提供：適用為減壓容器的框體部用材料、疲勞強度特性優異的Al-Mg系鋁合金合厚板。
1‧‧‧鋁合金厚板
2‧‧‧板寬方向中心
3‧‧‧板寬方向板端
4‧‧‧鑄造方向
5‧‧‧板寬方向
6‧‧‧板厚方向
7‧‧‧0.39Wa位置
8‧‧‧中心線
圖1係本發明鋁合金厚板的形態例示意圖。
圖2係圖1所示鋁合金厚板，以垂直於鑄造方向之面切剖之剖視圖。
本發明第一形態的鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中最大值設為B(個/cm2)，則A係160個/cm2以下、且B係A的1.15倍以上。
針對本發明第一形態的鋁合金厚板，參照圖1與圖2進行說明。圖1所示係本發明鋁合金厚板的形態例示意圖，屬於立體示意圖。圖2所示係圖1所示鋁合金厚板，以垂直於鑄造方向之面切剖之剖視圖。圖1中，鋁合金厚板1係將經調整為既定組成的鋁合金鑄塊施行鑄造而獲得的鑄塊，施行削面、加熱、熱軋、裁剪而製造。
圖1中，鑄造方向4係鋁合金厚板1製造原材料的鋁合金鑄塊，在進行鑄造時被抽取的方向。又，板厚方向6係鋁合金厚板1的板厚度方向，垂直於鑄造方向4。又，板寬方向5係鑄造方向4的垂直截面中，鋁合金厚板1的寬度方向，垂直於鑄造方向4且垂直於板厚方向6的方向。
圖2中，若將鑄造方向的垂直截面中，板厚方向的中心位置集合設為中心線8，則所謂板厚方向中央部分，係指在中心線8上及其附近部分。又，將垂直於鑄造方向之截面的鋁合金厚板1之板寬(即，中心線8的長度)設為Wa、且將板寬方向中心2的位置設為0位置。依此，板寬方向板端3的位置便成為從板寬方向中心2朝板寬方向偏離0.50Wa的位置，所以板寬方向板端3的位置成為0.5Wa位置。故，圖2中所謂0.39Wa位置7，係指從0位置朝板寬方向偏離0.39Wa的位置。雖未圖示，同樣的所謂0.40Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.40Wa的位置，所謂0.42Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.42Wa的位置，所謂0.44Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.44Wa的位置，所謂0.46Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.46Wa的位置，所謂0.48Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.48Wa的位置。
本發明第一形態的鋁合金厚板係由含有2.0~5.0質量%的Mg之鋁合金形成。即，本發明的鋁合金厚板係鋁合金製。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金，係含有2.0~5.0質量%之Mg的鋁合金。本發明鋁合金厚板的鋁合金之Mg含有量，較佳係2.0~4.2質量%。Mg係具有固溶於Al中而提升強度的功用。若鋁合金中的Mg含有量未滿上述範圍，則強度提升效果小，又若超過上述範圍，則Al-Mg合金熔液中的氫溶解度增加，導致大量生成孔隙，故造成疲勞強度降低。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳係2.0~4.2質量%的Mg，此外尚含有：0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、0.40質量%以下的Fe、及0.40質量%以下的Si中之任1種或2種以上。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.15質量%以下的Ti、較佳0.005~0.15質量%的Ti。Ti係有助於鑄塊的晶粒組織微細化的元素。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.35質量%以下的Cr、較佳0.01~0.35質量%的Cr。Cr係具有形成Al-Cr系化合物，將晶粒微細化的功用。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有1.00質量%以下的Mn、較佳0.01~1.00質量%的Mn。Mn係若固溶於Al中，同時分散成為Al-Mn系的微細析出物，便具有提升強度的功用、與晶粒微細化的功用。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.40質量%以下的Fe、較佳0.10~0.40質量%的Fe。Fe係成為Al-Fe系化合物並分散，具有將晶粒微細化的功用。又，因為Fe係屬於Al中所含雜質之一，因而在工業性製造的鋁合金中，通常依雜質形式含有0.10質量%以上的Fe。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.40質量%以下的Si、較佳0.05~0.40質量%的Si。又，因為Si係屬於Al中所含的雜質之一，因而在工業性製造的鋁合金中，通常依雜質形式含有0.05質量%以上的Si。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金中，除此之外尚亦可含有：0.17質量%以下的Cu、0.044質量%以下的Zn、0.008質量%以下的Ni。或者，在本發明的鋁合金厚板之鋁合金中，容許含有在5000系鋁合金中所容許雜質上限值以下的雜質元素。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金，係可例如以下所示形態例的鋁合金(1)。本發明鋁合金厚板的鋁合金(1)係由含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg，其餘為不可避免的雜質與Al構成的鋁合金。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金(1)，係除含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg之外，尚亦可含有：0.15質量%以下的Ti、較佳0.005~0.15質量%的Ti、0.35質量%以下的Cr、較佳0.01~0.35質量%的Cr、1.00質量%以下的Mn、較佳0.01~1.00質量%的Mn、0.40質量%以下的Fe、較佳0.10~0.40質量%的Fe、及0.40質量%以下的Si、較佳0.05~0.40質量%的Si中之1種或2種以上。
本發明第一形態鋁合金厚板的鋁合金(1)，除此之外尚亦可含有：0.17質量%以下的Cu、0.044質量%以下的Zn、0.008質量%以下的Ni。或者，在本發明鋁合金厚板的鋁合金(1)中，容許含有在5000系鋁合金中所容許雜質上限值以下的雜質元素。
本發明第一形態鋁合金厚板的板厚係300~400mm。就成為減壓容器框體用材料的鋁合金厚板，在軋延步驟時不會因孔隙崩潰而造成疲勞強度降低問題的板厚，通常係300~400mm。
本發明第一形態的鋁合金厚板，係將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中最大值設為A(個/cm2)(以下，亦稱「鋁合金厚板的A值」)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)(以下，亦稱「鋁合金厚板的B值」)，則A(鋁合金厚板的A值)係160個/cm2以下、較佳係100個/cm2以下，B(鋁合金厚板的B值)係A(鋁合金厚板的A值)之1.15倍以上、較佳係1.5倍以上。經本發明者等深入鑽研，結果得知會影響使用鋁合金厚板所製作減壓容器用框體之疲勞強度者，係等值圓直徑達50μm以上的孔隙。所以，本發明者等發現若使用鋁合金厚板的A值與B值在上述範圍內的鋁合金厚板，製作減壓容器用框體，則所 獲得減壓容器用框體的疲勞強度獲提高。即，藉由鋁合金厚板的A值與B值在上述範圍內，便提高減壓容器用框體的疲勞強度。又，鋁合金厚板的A值下限值，係若考慮在鑄塊凝固時的冷卻中能獲得正常鑄塊的冷卻速度，則鋁合金厚板的A值係越小越好，但若考慮與製造間之關係，例如較佳係50個/cm2以上、更佳係30個/cm2以上、特佳係6個/cm2以上。
所謂鋁合金厚板的A值，係針對從鑄造方向的垂直面切取鋁合金厚板的截面，針對板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，使用光學顯微鏡觀察測定視野10mm×10mm，從各視野中篩選出等值圓直徑50μm以上的孔隙，計算各位置處的等值圓直徑50μm以上孔隙之每單位面積個數(個/cm2)，並將所計算得數值中的最大值設為鋁合金厚板的A值(個/cm2)。又，同樣，所謂鋁合金厚板的B，係指針對從鑄造方向的垂直面切取鋁合金厚板的截面，針對板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置處，使用光學顯微鏡觀察測定視野10mm×10mm，從各視野中篩選出等值圓直徑50μm以上的孔隙，計算各位置處的等值圓直徑50μm以上孔隙之每單位面積個數(個/cm2)，並將所計算得數值中的最大值設為鋁合金厚板的B值(個/cm2)。
本發明第一形態的鋁合金厚板，係例如利用以下所述本發明第一形態鋁合金厚板之製造方法進行製造。另外，以下所示本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法，僅為供製造本發明第一形態鋁合金 厚板的一例而已，本發明第一形態的鋁合金厚板並不侷限於利用以下本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法所製造者。
製造本發明第一形態鋁合金厚板的方法，較佳係利用直接冷鑄(Direct Chill鑄造)，鑄造具有本發明鋁合金厚板的鋁合金組成之鋁合金鑄塊，接著對該鑄塊施行削面並加熱後，施行熱軋，接著裁剪熱軋物，而製得鋁合金厚板的鋁合金厚板之製造方法，其中，該鑄造中，熔融鋁合金中的氫氣量設為0.15ml/100gAl以下；經製造後的鋁合金厚板，若將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒；該熱軋的總軋縮率係設為30~60%。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，首先利用直接冷鑄，鑄造具有本發明鋁合金厚板的鋁合金組成之鋁合金鑄塊。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係鑄造：(1)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg的鋁合金；(2)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、以及在0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的 Mn、0.40質量%以下的Fe及0.40質量以下的Si中之任1種或2種以上的鋁合金。本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，利用直接冷鑄所鑄造的鋁合金係可例如：(3)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、其餘為不可避免的雜質及Al構成的鋁合金；(4)含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、以及在0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、0.40質量%以下的Fe及0.40質量以下的Si中之任1種或2種以上，其餘為不可避免的雜質及Al構成的鋁合金。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係製備具既定組成鋁合金的熔液，施行脫氣、脫夾雜物處理，再冷卻。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係將熔融鋁合金中的氫氣量設在0.15ml/100gAl以下施行鑄造。藉由在鑄造時，將熔融鋁合金中的氫氣量設在上述範圍內，鋁合金厚板的A值便在160個/cm2以下、較佳在100個/cm2以下。另一方面，在鑄造中，若熔融鋁合金中的氫氣量超過上述範圍，則粗大孔隙變多，因而導致減壓容器用框體的疲勞壽命特性降低。另外，在鑄造時將熔融鋁合金中的氫氣量控制於上述範圍內之方法，係可例如將氯氣、氯氣與惰性氣體的混合氣體、或惰性氣體等吹入於熔融鋁合金內的方法。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係將製造後鋁合金厚板垂直於鑄造方向之截面的鋁合金厚板之板寬設為 Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒。藉由在鑄塊凝固時的冷卻中，將(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度、及(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度，設定於上述範圍內，則鋁合金厚板的A值便可在160個/cm2以下、較佳100個/cm2以下，且鋁合金厚板的B值可達鋁合金厚板的A值之1.15倍以上、較佳1.5倍以上。減壓容器用框體中要求高疲勞壽命部分的相當部分，即，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒的高速，且在減壓容器用框體中無關疲勞壽命部分的相當部分，即，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒的慢速，則在鑄塊凝固時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，在相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍內，將減少發生大尺寸孔隙，(iv)因為可將該孔隙的生成在製造後的鋁合金厚板板寬方向位置上集中於0.30Wa至中心，故鋁合金厚板的A值減少至160個/cm2以下、較佳100個/cm2以下。另外，在鑄塊凝固時的冷卻中，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為超過0.6℃/秒的 速度之事，在直接冷鑄中，會因熱行為而較難達成，且(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，若將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒，則因為冷卻速度過慢，因而枝晶臂間距(Dendrite Arm Space，以下記載為DAS)會變粗大，導致DAS所生成的孔隙亦變粗大，因而造成鋁合金厚板的A值超過160個/cm2。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄在鑄塊凝固時的冷卻中，調節冷卻速度的方法，係例如：(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內，增加相當於鑄塊厚度方向中央部分凝固位置處的溫度斜率，即，鑄塊寬度方向的位置係(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內，對鑄塊厚度方向中央部分的熔融鋁合金賦予強流動，而增加凝固過程的溫度斜率，即縮短液相線溫度位置與固相線溫度位置的距離，而將(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內之冷卻速度提高至0.4~0.6℃/秒的方法。具體方法係可例如：依上述位置出現熔融鋁合金強流動的方式，在鑄模內複數設置熔液補充噴嘴；將鑄模內熔液分配器設為適當尺寸；利用在鑄模內所設置的熔融金屬泵，朝上述位置賦予熔融鋁合金強流動等。
本發明第一形態鋁合金厚板之製造方法，係在將利用直接冷鑄所獲得鑄塊施行削面後，於消除顯微偏析、以及軋延前的加熱目的 下，將經削面的鑄塊依500~550℃、較佳510~540℃加熱。
其次，本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，對經施行削面與加熱過的鑄塊進行熱軋。本發明鋁合金厚板的製造方法中，熱軋係將經削面與加熱過的鑄塊，依400~510℃、較佳450~505℃利用複數次軋道施行熱軋。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，熱軋時的總軋縮率係設為30~60%。另外，所謂熱軋的總軋縮率(%)，係經最後軋道後相對於熱軋最初軋道前板厚的板厚減少比例，利用「((最初軋道前的板厚t1-經最後軋道後的板厚t2)/最初軋道前的板厚t1)×100」所計算出的值。
本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法中，熱軋前的鑄塊厚度較佳係500~750mm。
其次，本發明第一形態鋁合金厚板的製造方法，將利用熱軋所獲得熱軋物施行裁剪，便獲得本發明的鋁合金厚板。
本發明第二形態的鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg、及0.4質量%以下Fe之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板 寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中之最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)，則A係700個/cm2以下、且B係A的1.3倍以上。
針對本發明第二形態的鋁合金厚板，參照圖1與圖2進行說明。圖1所示係本發明鋁合金厚板的形態例示意圖，屬於立體示意圖。圖2所示係圖1所示鋁合金厚板朝鑄造方向的垂直面切剖之剖視圖。圖1中，鋁合金厚板1係將經調整為既定組成的鋁合金鑄塊施行鑄造而獲得的鑄塊，施行削面、加熱、熱軋、裁剪而製造。
圖1中，鑄造方向4係鋁合金厚板1製造原材料的鋁合金鑄塊，在進行鑄造時被抽取的方向。又，板厚方向6係鋁合金厚板1的板厚度方向，垂直於鑄造方向4。又，板寬方向5係鑄造方向4的垂直截面中，鋁合金厚板1的寬度方向，垂直於鑄造方向4且垂直於板厚方向6的方向。
圖2中，若將鑄造方向的垂直截面中，板厚方向的中心位置集合設為中心線8，則所謂板厚方向中央部分，係指在中心線8上及附近部分。又，將垂直於鑄造方向之截面的鋁合金厚板1之板寬， 即，中心線8的長度設為Wa、且將板寬方向中心2的位置設為0位置。依此，板寬方向板端3的位置便成為從板寬方向中心2朝板寬方向偏離0.50Wa的位置，所以板寬方向板端3的位置成為0.5Wa位置。故，圖2中所謂0.39Wa位置7，係指從0位置朝板寬方向偏離0.39Wa的位置。雖未圖示，同樣的所謂0.40Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.40Wa的位置，所謂0.42Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.42Wa的位置，所謂0.44Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.44Wa的位置，所謂0.46Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.46Wa的位置，所謂0.48Wa位置，係指從0位置朝板寬方向偏離0.48Wa的位置。
本發明第二形態的鋁合金厚板係由含有2.0~5.0質量%的Mg與0.4質量%以下之Fe的鋁合金形成。即，本發明的鋁合金厚板係鋁合金製。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金，係含有2.0~5.0質量%之Mg、與0.4質量%以下之Fe的鋁合金。本發明鋁合金厚板的鋁合金之Mg含有量，較佳係2.0~4.2質量%，且Fe含有量較佳係0.05~0.2質量%、更佳係0.1~0.2質量%。Mg係具有固溶於Al中而提升強度的功用。若鋁合金中的Mg含有量未滿上述範圍，則強度提升效果小，又若超過上述範圍，則因為在鋁合金中大量生成粗大的Al-Mg-Si系結晶析出物、與Mg-Si系結晶析出物，因而導致疲勞強度降低。Fe會成為Al-Fe系化合物並分散，具有將晶粒微細化的功用。若鋁合金中的Fe含有量超過上述範圍，便會大量結晶析 出Al-Fe系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Si系等粗大的介金屬化合物。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金係除含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe之外，尚亦可含有：0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、及0.40質量%以下的Si中之任1種或2種以上。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.15質量%以下的Ti、較佳0.005~0.15質量%的Ti。Ti係有助於鑄塊的晶粒組織微細化的元素。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.35質量%以下的Cr、較佳0.01~0.35質量%的Cr。Cr會形成Al-Cr系化合物，具有將晶粒微細化的功用。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有1.00質量%以下的Mn、較佳0.4~1.00質量%的Mn。Mn會固溶於Al中，同時形成Al-Mn系微細析出物並分散，具有提升強度的功用、與具有將晶粒微細化的功用。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金係可含有0.40質量%以下的Si、較佳0.05~0.40質量%的Si。又，因為Si係屬於Al中所含的雜質之一，因而在工業性製造的鋁合金中，通常依雜質形式含 有0.05質量%以上的Si。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金中，除此之外尚亦可含有：0.17質量%以下的Cu、0.044質量%以下的Zn、0.008質量%以下的Ni。或者，在本發明的鋁合金厚板之鋁合金中，容許含有在5000系鋁合金中所容許雜質上限值以下的雜質元素。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金，係可例如以下所示形態例的鋁合金(1)。本發明鋁合金厚板的鋁合金(1)係由含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe，其餘為不可避免的雜質與Al構成的鋁合金。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金(1)，係除含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、以及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe之外，尚亦可含有：0.15質量%以下的Ti、較佳0.005~0.15質量%的Ti、0.35質量%以下的Cr、較佳0.01~0.35質量%的Cr、1.00質量%以下的Mn、較佳0.01~1.00質量%的Mn、及0.40質量%以下的Si、較佳0.05~0.40質量%的Si中之1種或2種以上。
本發明第二形態鋁合金厚板的鋁合金(1)，除此之外尚亦可含有：0.17質量%以下的Cu、0.044質量%以下的Zn、0.008質量%以下的Ni。或者，在本發明鋁合金厚板的鋁合金(1)中，容許含有 在5000系鋁合金中所容許雜質上限值以下的雜質元素。
本發明第二形態鋁合金厚板的板厚係300~400mm。就成為減壓容器框體用材料的鋁合金厚板，在軋延步驟時不會因孔隙崩潰而造成疲勞強度降低問題的板厚通常係300~400mm。
本發明第二形態的鋁合金厚板，係將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，若(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中最大值設為A(個/cm2)，且(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)，則A係700個/cm2以下，且B係A的1.3倍以上、較佳1.5倍以上。經本發明者等深入鑽研，結果得知會影響使用鋁合金厚板所製作減壓容器用框體之疲勞強度者，係最大長度達60μm以上的結晶析出物。所以，本發明者等發現若使用鋁合金厚板的A值與B值在上述範圍內的鋁合金厚板，製作減壓容器用框體，則所獲得減壓容器用框體的疲勞強度獲提高。即，藉由鋁合金厚板的A值與B值在上述範圍內，便提高減壓容器用框體的疲勞強度。又，鋁合金厚板的A值下限值，係若考慮在鑄塊凝固時的冷卻中能獲得正常鑄塊的冷卻速度，則鋁合金厚板的A值係越小越好，但若考慮與製造間之關係，例如較佳係500個/cm2以上、更佳係300個/cm2以上、 特佳係150個/cm2以上。
所謂鋁合金厚板的A值，係針對從鑄造方向的垂直面切取鋁合金厚板的截面，針對板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，使用光學顯微鏡觀察測定視野10mm×10mm，從各視野中篩選出最大長度達60μm以上的結晶析出物，計算最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數(個/cm2)，並將所計算得數值中的最大值設為鋁合金厚板的A值(個/cm2)。又，同樣，所謂鋁合金厚板的B，係指針對從鑄造方向的垂直面切取鋁合金厚板的截面，針對板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置處，使用光學顯微鏡觀察測定視野10mm×10mm，從各視野中篩選出最大長度達60μm以上結晶析出物，計算最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數(個/cm2)，並將所計算得數值中的最大值設為鋁合金厚板的B值(個/cm2)。
本發明第二形態的鋁合金厚板係例如利用以下所述本發明第二形態鋁合金厚板之製造方法進行製造。另外，以下所示本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法，僅為供製造本發明第二形態鋁合金厚板的一例而已，本發明第二形態的鋁合金厚板並不僅侷限於利用以下本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法所製造者。
製造本發明第二形態鋁合金厚板的方法，較佳係利用直接冷鑄(Direct Chill鑄造)，鑄造具有本發明鋁合金厚板的鋁合金組成之鋁 合金鑄塊，接著對該鑄塊施行削面並加熱後，施行熱軋，接著裁剪熱軋物，而製得鋁合金厚板的鋁合金厚板之製造方法，其中，經製造後的鋁合金厚板，若將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒；該熱軋的總軋縮率係設為30~60%。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，首先利用直接冷鑄，鑄造具有本發明鋁合金厚板的鋁合金組成之鋁合金鑄塊。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係鑄造：(1)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、以及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe的鋁合金；(2)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe、以及在0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、及0.40質量以下的Si中之任1種或2種以上的鋁合金。本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，利用直接冷鑄所鑄造的鋁合金係可例如：(3)含有2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、及0.4質量%以下的Fe、較佳 0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe，其餘為不可避免的雜質及Al構成的鋁合金；(4)含有：2.0~5.0質量%的Mg、較佳2.0~4.2質量%的Mg、及0.4質量%以下的Fe、較佳0.05~0.2質量%的Fe、更佳0.1~0.2質量%的Fe，以及在0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、及0.40質量以下的Si中之任1種或2種以上，其餘為不可避免的雜質及Al構成的鋁合金。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係製備具既定組成鋁合金的熔液，施行脫氣、脫夾雜物處理，再冷卻。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄係製造後鋁合金厚板垂直於鑄造方向之截面的鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的該鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒。藉由在鑄塊凝固時的冷卻中，將(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度、及(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度，設定於上述範圍內，則鋁合金厚板的A值便可在700個/cm2以下、較佳500個/cm2以下，且鋁合金厚板的B值可達鋁合金厚板的A值之1.3倍以上、 較佳1.5倍以上。減壓容器用框體中要求高疲勞壽命部分的相當部分，即，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為0.4~0.6℃/秒的高速，且在減壓容器用框體中無關疲勞壽命部分的相當部分，即，(iv)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒的慢速，則在鑄塊凝固時，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，在相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍內，將減少生成粗大的結晶析出物，(iv)因為可將該粗大結晶析出物的生成在製造後的鋁合金厚板板寬方向位置上集中於0.30Wa至中心，故鋁合金厚板的A值減少至700個/cm2以下、較佳500個/cm2以下。另外，在鑄塊凝固時的冷卻中，(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為超過0.6℃/秒的速度之事，在直接冷鑄中，會因熱行為而較難達成，且(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，若將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度設為未滿0.4℃/秒，則因為冷卻速度過慢，因而枝晶臂間距(以下記載為DAS)會變粗大，導致DAS所生成的結晶析出物亦變粗大，因而造成鋁合金厚板的A值超過700個/cm2。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，直接冷鑄在鑄塊凝固時的冷卻中，調節冷卻速度的方法，係例如：(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，將相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內，增加相當於鑄塊厚度方向中央部分凝固位置處的溫度斜 率，即，鑄塊寬度方向的位置係(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內，對鑄塊厚度方向中央部分的熔融鋁合金賦予強流動，而增加凝固過程的溫度斜率，即縮短液相線溫度位置與固相線溫度位置的距離，而將(iii)在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍的鑄塊範圍內之冷卻速度提高至0.4~0.6℃/秒的方法。具體方法係可例如：依上述位置出現熔融鋁合金強流動的方式，在鑄模內複數設置熔液補充噴嘴；將鑄模內熔液分配器設為適當尺寸；利用在鑄模內所設置的熔融金屬泵，朝上述位置賦予熔融鋁合金強流動等。
本發明第二形態鋁合金厚板之製造方法，係在將利用直接冷鑄所獲得鑄塊施行削面後，於消除顯微偏析、以及軋延前的加熱目的下，將經削面的鑄塊依500~550℃、較佳510~540℃加熱。
其次，本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，對經施行削面與加熱過的鑄塊進行熱軋。本發明鋁合金厚板的製造方法中，熱軋係將經削面與加熱過的鑄塊，依400~510℃、較佳450~505℃利用複數次軋道施行熱軋。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，熱軋時的總軋縮率係設為30~60%。另外，所謂熱軋的總軋縮率(%)，係經最後軋道後相對於熱軋最初軋道前板厚的板厚減少比例，利用「((最初軋道前的板厚t1-經最後軋道後的板厚t2)/最初軋道前的板厚t1)×100」所 計算出的值。
本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法中，熱軋前的鑄塊厚度較佳係500~750mm。
其次，本發明第二形態鋁合金厚板的製造方法，將利用熱軋所獲得熱軋物施行裁剪，便獲得本發明的鋁合金厚板。
以下舉實施例，針對本發明進行具體說明，惟本發明並不僅侷限於此。
使用表1所示組成的熔液及氫氣量，利用半連續鑄造製作長度4000mm×寬2000mm×厚度650mm的鑄塊，裁剪除去開始鑄入端及結束端的不健全部分，並將鑄件表面附近的不健全組織施行削面後，依510℃加熱，接著依總軋縮率44%施行熱軋，而製造長度3200mm×寬2600mm×厚度340mm的鋁合金厚板。此時，鑄塊凝固時的冷卻速度係依在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為0.52℃/秒，且在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為0.02℃/秒的方式進行調節。另外，相關冷卻速度係利用拍攝照片調查DAS間隔， 再換算為冷卻速度而計算出。
其次，求取所獲得鋁合金厚板的A值與B值。又，針對所獲得鋁合金厚板施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。
將所獲得鋁合金厚板朝鑄造方向的垂直方向切片30mm左右的厚度，接著將所獲得裁剪物朝分別平行於鑄造方向與厚度方向的面裁剪，並研磨裁切面，使用光學顯微鏡，針對板厚方向中央部分依倍率50倍拍攝10mm×10mm連續視野。經光學顯微鏡拍攝後，從板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa的各位置影像，使用影像解析軟體篩選出各位置處的等值圓直徑50μm以上孔隙，計算出等值圓直徑50μm以上孔隙的每單位面積個數(個/cm2)，將該等中的最大值設為A(個/cm2)。又，從板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa的各位置影像，使用影像解析軟體篩選出各位置處的等值圓直徑50μm以上孔隙，計算出每單位面積的個數(個/cm2)，並將該等中的最大值設為B(個/cm2)。
從所獲得鋁合金厚板的板厚方向中央部且板寬方向位置成為A值規定位置部分處採取試驗片，施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。將拉伸強度達200MPa以上、延性(伸長)達20%以上、疲勞強度達9ksi×5Mcycle以上的情況，評為合格「○」。結果如表1所示。
由以上結果，實施例1~17係屬於A值與B值均滿足規定值、且強度、伸長、疲勞強度亦均優異的材料。
另一方面，比較例1係因為Mg未滿2.0質量%，因而強度偏低。
再者，比較例2係因為Mg超過5.0質量%，因而Al-Mg合金熔液中的氫溶解度增加，導致A值與B值變大，造成疲勞強度降低。
使用表2所示組成的熔液及氫氣量，利用半連續鑄造製作長度4000mm×寬1800mm×任意厚度的鑄塊，裁剪除去開始鑄入端及結 束端的不健全部分，並將鑄件表面附近的不健全組織施行削面後，依510℃加熱，接著依表2所示總軋縮率施行熱軋，而製造長度3200mm×寬1800mm×任意厚度的鋁合金厚板。此時，鑄塊凝固時的冷卻速度係依在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為表2所示速度，且在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為表2所示速度的方式進行調節。又，鑄塊厚度與熱軋後厚度，係依成為表2所示總軋縮率的方式調節。另外，相關冷卻速度係利用拍攝照片調查DAS間隔，再換算為冷卻速度而計算出。
其次，求取所獲得鋁合金厚板的A值與B值。又，針對所獲得鋁合金厚板施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。結果如表2所示。
由以上結果，實施例18~21係屬於A值與B值均滿足規定值、且強度、伸長、疲勞強度亦均優異的材料。
另一方面，比較例3係依照未使用熔融金屬泵調整碰觸到凝固 界面的熔液量之習知鑄造方法實施。因為成為A值對象的鑄塊相當位置處之冷卻速度慢，因而A值大、疲勞壽命低。
再者，比較例4係因為成為A值對象的鑄塊相當位置處之冷卻速度更快速，雖調整熔融金屬泵，但在鑄造中會因貯槽內的流動變化，導致鑄塊鑄件表面部處的鑄件表面出現熔融，而無法鑄造。
使用表3所示組成的熔液，利用半連續鑄造製作長度4000mm×寬2000mm×厚度650mm的鑄塊，裁剪除去開始鑄入端及結束端的不健全部分，並將鑄件表面附近的不健全組織施行削面後，依510℃加熱，接著依總軋縮率44%施行熱軋，而製造長度3200mm×寬2600mm×厚度340mm的鋁合金厚板。此時，鑄塊凝固時的冷卻速度係依在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為0.52℃/秒，且在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為0.02℃/秒的方式進行調節。另外，相關冷卻速度係利用拍攝照片調查DAS間隔，再換算為冷卻速度而計算出。
其次，求取所獲得鋁合金厚板的A值與B值。又，針對所獲得鋁合金厚板施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。
將所獲得鋁合金厚板朝鑄造方向的垂直方向切片30mm左右的 厚度，接著將所獲得裁剪物朝分別平行於鑄造方向與厚度方向的面裁剪，並研磨裁切面，使用光學顯微鏡，針對板厚方向中央部分依倍率50倍拍攝10mm×10mm連續視野。經光學顯微鏡拍攝後，從板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa的各位置影像，使用影像解析軟體篩選出各位置處最大長度達60μm以上的結晶析出物，計算出最大長度達60μm以上結晶析出物的每單位面積個數(個/cm2)，將該等中的最大值設為A(個/cm2)。又，從板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa的各位置影像，使用影像解析軟體篩選出各位置處最大長度達60μm以上的結晶析出物，計算出每單位面積的個數(個/cm2)，並將該等中的最大值設為B(個/cm2)。
從所獲得鋁合金厚板的板厚方向中央部且板寬方向位置成為A值規定位置部分處採取試驗片，施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。將拉伸強度達200MPa以上、延性(伸長)達20%以上、疲勞強度達9ksi×5Mcycle以上的情況，評為合格「○」。結果如表3所示。
由以上結果，實施例22~39係屬於A值與B值均滿足規定值、且強度、伸長、疲勞強度亦均優異的材料。
另一方面，比較例5係因為Mg未滿2.0質量%，因而強度偏低。
再者，比較例6係因為Mg超過5.0質量%，因而鋁合金中的Al-Mg-Si系及Mg-Si系結晶析出物增加，導致A值與B值變大， 造成疲勞強度降低。
再者，比較例7係因為Fe超過0.4質量%，因而鋁合金中的Al-Fe系、Al-Fe-Mn系及Al-Fe-Si系結晶析出物增加，導致A值與B值變大，造成疲勞強度降低。
使用表4所示組成的熔液，利用半連續鑄造製作長度4000mm×寬1800mm×任意厚度的鑄塊，裁剪除去開始鑄入端及結束端的不健全部分，並將鑄件表面附近的不健全組織施行削面後，依510℃加熱，接著依表4所示總軋縮率施行熱軋，而製造長度3200mm×寬1800mm×任意厚度的鋁合金厚板。此時，鑄塊凝固時的冷卻速度係依在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.39Wa~0.48Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為表4所示速度，且在製造後的鋁合金厚板之板寬方向位置處，相當於0.12Wa~0.30Wa範圍內的鑄塊範圍之冷卻速度成為表4所示速度的方式進行調節。又，鑄塊厚度與熱軋後厚度，係依成為表4所示總軋縮率的方式調節。另外，相關冷卻速度係利用拍攝照片調查DAS間隔，再換算為冷卻速度而計算出。
其次，求取所獲得鋁合金厚板的A值與B值。又，針對所獲得鋁合金厚板施行拉伸試驗、延性試驗、疲勞壽命試驗。結果如表4所示。
由以上結果，實施例40~43係屬於A值與B值均滿足規定值、且強度、伸長、疲勞強度亦均優異的材料。
另一方面，比較例8係依照未使用熔融金屬泵調整碰觸到凝固界面的熔液量之習知鑄造方法實施。因為成為A值對象的鑄塊相當位置處之冷卻速度慢，因而A值大、疲勞壽命低。
再者，比較例9係因為成為A值對象的鑄塊相當位置處之冷卻速度更快速，雖調整熔融金屬泵，但在鑄造中會因貯槽內的流動變化，導致鑄塊鑄件表面部處的鑄件表面出現熔融，而無法鑄造。
1‧‧‧鋁合金厚板
4‧‧‧鑄造方向
5‧‧‧板寬方向
6‧‧‧板厚方向
Claims (2)
- 一種鋁合金厚板，係由含2.0~5.0質量%Mg之鋁合金構成的鋁合金厚板，其特徵為，該鋁合金厚板的板厚係300~400mm；將垂直於鑄造方向之截面的該鋁合金厚板之板寬設為Wa、板寬方向中心設為0位置、板寬方向板端設為0.50Wa位置時，(i)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.39Wa、0.40Wa、0.42Wa、0.44Wa、0.46Wa及0.48Wa等各位置處，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為A(個/cm2)，(ii)將在板厚方向中央部分且板寬方向位置0.12Wa、0.16Wa、0.21Wa、0.25Wa及0.30Wa等各位置，等值圓直徑達50μm以上孔隙的每單位面積個數中之最大值設為B(個/cm2)，則A係160個/cm2以下、且B係A的1.15倍以上。
- 如請求項1之鋁合金厚板，其中，上述鋁合金係含有：0.15質量%以下的Ti、0.35質量%以下的Cr、1.00質量%以下的Mn、0.40質量%以下的Fe、及0.40質量%以下的Si中之任1種或2種以上。
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