WO2007102290A1 - アルミニウム合金鋳造板の製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金鋳造板の製造方法 Download PDF

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Makoto Morishita
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to an A ⁇ Mg-based aluminum alloy sheet having a wide solid-liquid coexistence temperature range, or a twin roll type in which the roll diameter of the twin roll is relatively large and the peripheral speed of the twin roll is relatively fast. It is an object of the present invention to provide a method for producing an aluminum alloy forged plate that can suppress defects at the center of the plate thickness even with the continuous forging method.
  • these aluminum alloy plates are formed by press molding or the like, and the above-mentioned members are used as parts.
  • an A ⁇ Mg-based A1 alloy having an excellent balance between strength and ductility is advantageous.
  • a high Mg A-Mg alloy can be heated at low temperatures, avoiding the above temperature range where cracks occur. It is also difficult to perform hot rolling. This is because in such low-temperature rolling, the deformation resistance of the material of the high Mg A ⁇ Mg alloy becomes extremely high, and the product size that can be produced is extremely limited by the current rolling mill capacity.
  • twin roll type continuous forging method molten aluminum alloy is poured from a refractory hot water supply nozzle between a pair of rotating water-cooled molds (double rolls), and solidified. It is a method of quenching immediately after solidification to make an aluminum alloy sheet.
  • twin-roll continuous fabrication method are the Hunter method and the 3C method.
  • the cooling rate of the twin roll type continuous forging method is 1 to 3 orders of magnitude higher than that of the conventional DC forging method or belt type continuous forging method.
  • the obtained aluminum alloy sheet has a very fine structure and is excellent in workability such as press formability.
  • the aluminum alloy plate with a relatively thin thickness of 1 to 13 mm can be obtained by forging. For this reason, steps such as hot rough rolling and hot finish rolling can be omitted as in the case of conventional DC ingots (thickness 200 to 600 mm). In addition, the homogenization process of the lump may be omitted.
  • Patent Document 1 Japanese Published Patent: JP-A-7-252571 (Claims, pages 1-2)
  • Patent Document 2 Japanese Published Patent: JP-A-8-165538 (Claims, 1-2) ⁇ Special Reference 1: Continuous Lasting, Proceedings of the International Conference on Continuous Casting of Non— Ferrous Metals, DGM2005, p87.
  • the peripheral speed of the twin rolls should be increased, especially for efficiency and mass production.
  • forged defects such as voids are likely to occur.
  • the high Mg A-Mg alloy has a wider solidification temperature range than the A-Mg alloy with a low Mg content of less than 3%.
  • the gas generated during pouring or during solidification or the gas involving the atmosphere is less likely to be released from the inside of the piece and tends to stay in the piece tissue, resulting in voids.
  • the gist of the method for producing an aluminum alloy forged sheet of the present invention in which internal defects are suppressed is as follows.
  • Mg is contained in an amount of 3 mass% or more and 14 mass% or less by a twin-roll continuous forging method.
  • a ⁇ The point where the roll diameter of the twin rolls is D (m), the peripheral speed of the twin rolls is v (m / s), and the molten metal starts to contact the rolls in the method of manufacturing the Mg-based aluminum alloy forged plate.
  • the solidification temperature range is particularly wide.
  • a forged defect such as a gap is likely to occur at the center of the thickness of the forged plate. For this reason, even if these means are combined only by means such as increasing the cooling rate in twin rolls or adding a micronizing agent such as flaws, forging defects such as voids will be stretched. There is a big limit to the suppression to the range that does not affect the molding characteristics.
  • FIG. 1 is an explanatory view showing one embodiment of a twin roll type continuous forging method.
  • Fig. 1 schematically shows the twin roll type continuous forging method.
  • a molten A1 alloy 3 having the composition described above or below is poured between a pair of rotating twin rolls 1 and 2 such as a water-cooled copper mold, etc., from a refractory hot water supply nozzle (not shown).
  • the A1 alloy forged plate 4 is solidified by rapid cooling between the twin rolls 1 and 2.
  • the roll diameter D of the twin rolls 1 and 2 is preferably 0.1 ⁇ or more.
  • the peripheral speed V of the twin rolls 1 and 2 is made slower (smaller).
  • the peripheral speed V is increased, a vortex flow of the molten metal that causes forging defects such as voids is likely to occur.
  • the circumferential speed V of the twin rolls 1 and 2 is less than 0.3 m / s.
  • the vortex flow of the molten metal which causes forging defects such as voids, has the same peripheral speed V and kiss as the turbulent flow generation probability in a normal fluid is proportional to the speed and the channel width (speed X channel width). It tends to occur in proportion to the gap distance between the rolls 1 and 2 before the points 6 and 6 (upstream side) (upstream gap distance between the rolls). [0029] Therefore, in order to avoid the swirl of the molten metal, it is necessary to reduce the circumferential speed vX roll upstream gap interval. Here, the roll upstream clearance becomes narrower in inverse proportion to the roll diameter D. For this reason, by increasing the roll diameter D, the gap upstream of the roll can be reduced by / J.
  • the circumferential speed v X 1Z roll diameter 0, that is, vZD is reduced, and vZD is less than 0.3.
  • the roll diameter D of the twin roll is 0.1 ⁇ or more and the peripheral speed V of the twin roll is 0.02 m / s or more, when vZD is 0.3 or more, In the melt region where the semi-solid melt between the twin rolls swirls, and the cooling rate is extremely slow, columnar crystals are not obtained, but granular crystals are generated and defects are generated.
  • the thickness of the solidified layer during fabrication is proportional to the square root of the contact time with the mold.
  • the contact time with the mold is the circle of the roll from the points 5 and 5 where the molten metal 3 in FIG. 1 starts contact with the nozzles 1 and 2 to the kiss points 6 and 6. It is expressed as s / v by the setting distance s and the peripheral speed V of the roll.
  • the kiss points 6 and 6 do not leave an incompletely solidified layer in the center of the plate thickness, By the kiss points 6 and 6, the molten metal is completely solidified until it reaches the center of the plate thickness. For this reason, the roll gap at the kiss points 6 and 6 is the same as the thickness of the forged plate. Therefore, in the present invention, the roll gap d (m) at the kiss points 6 and 6 is replaced with the thickness d (m) of the forged plate that is easy to measure after forging, and the above (s / v) Z (d / 2) Define the formula> 250. In the present invention, the thickness of the forged plate to be forged is freely selected.
  • the twin roll fabrication method may be horizontal (the twin rolls are arranged vertically) or vertical (the twin rolls are arranged horizontally).
  • the vertical type shown in Fig. 1 double rolls are arranged horizontally
  • the solidification distance can be increased and the contact time is increased, so that the forging speed can be increased and the productivity is improved.
  • Twin roll type continuous forging has the advantage that the cooling rate during forging can be increased compared to other belt caster type, propel type, block caster set, etc.
  • the cooling rate is preferably as high as possible, 50 ° C / s or more. If the cooling rate is less than 50 ° C / s, the average grain size of the forged plate exceeds 50 m and the intermetallic compounds such as A ⁇ Mg are coarsened or a large amount of crystals can be crystallized. It becomes higher. As a result, for this reason, the strength-elongation balance is lowered, and the possibility that the press formability is significantly lowered is increased. In addition, the uniformity of the plate is also reduced.
  • DAS Dendritic arm spacing
  • the pouring temperature for pouring the molten A1 alloy into the twin rolls is not particularly limited as long as the temperature is higher than the liquidus temperature and is possible in terms of equipment.
  • the A-Mg-based A1 alloy forged plate of the present invention after continuous forging of two rolls can be used after being molded and processed as it is for the above-mentioned members and parts. Further, if necessary, it can be used as a forged plate subjected to a tempering treatment such as a homogenizing heat treatment and annealing, and is included in the scope of the present invention. Alternatively, according to the present invention A Mg-based A1 alloy forged plate, and further manufactured as a rolled plate by a combination of homogenization heat treatment, cold rolling, annealing, etc. Also good.
  • A1 alloy forged plate (or molten metal supplied to the twin rolls) is composed of 3% by mass or more and 14% by mass of Mg from the properties required for the forged plate, such as strength, ductility, and strength-ductility balance. Less than Including the bottom, the balance shall consist of A1 and inevitable impurities.
  • the A1 alloy forged plate has the above composition and contains an element (included in the inevitable impurities) that is easily mixed with a melting raw material such as scrap.
  • an element included in the inevitable impurities
  • Fe 1.0% or less
  • Si 0.5% or less
  • Mn 1.0% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Zr 0.3% or less
  • V 0.3% or less
  • Ti 0.5% or less
  • B 0.05% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Zn: 0.5% or less are allowed up to the upper limit of each of these elements. If these elements exceed the upper limit (allowable amount) of each, the compounds of these elements become excessive, greatly impairing properties such as fracture toughness and formability of the A1 alloy forged sheet.
  • Mg is an important alloying element that enhances the strength, ductility, and strength-ductility balance of the A-Mg-based A1 alloy sheet.
  • content of Mg is 3% or less, strength and ductility are insufficient.
  • Mg is contained in excess of 14%, crystal precipitation of A1-Mg compounds increases even if the cooling rate during continuous forging is increased. As a result, the moldability is also significantly reduced. In addition, the amount of work hardening increases and the moldability also decreases.
  • the Mg content is 3 mass% or more and 14 mass% or less, but in order to obtain a high strength ductility balance peculiar to high Mg A to Mg-based A1 alloys, it is preferably more than 8%.
  • the range is 14% or less.
  • the Mg content is 25 ° in the temperature range from the liquidus temperature where the solid-liquid coexistence temperature range (solidification temperature range) is widened to the solid phase ratio of 0.8, which is the object of the present invention. It also has a meaning to limit A ⁇ Mg alloy that is C or more. As described above, the A-Mg alloy to which the present invention is applied is prone to forging defects such as voids, particularly when a large-diameter roll is used or the peripheral speed of a twin roll is increased.
  • the solid-liquid coexistence temperature range is narrow, and the temperature range from the liquidus temperature to the solid phase ratio of 0.8 is less than 25 ° C. Defects are less likely to occur.
  • A—Mg-based A1 alloy forged plates (Invention Examples A to D, Comparative Example E) having various chemical composition compositions shown in Table 1 were produced by a continuous forging method using twin rolls. Regarding the chemical component composition of these A1 alloy forged plates, the elements other than those shown in Table 1 were each in mass%, Zr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, and B: 0.05% or less.
  • the continuous forging mold vertical type, horizontal type
  • the continuous forging conditions are Various changes were made into forged plates of various thicknesses and cooled to room temperature.
  • the size of the manufactured forged board is 300mm wide x 5m long.
  • Test specimens such as the A1 alloy forged sheets produced in this manner were collected, put into a plate structure, and the average area ratio of voids was measured. These results are also shown in Table 2.
  • the average area ratio of voids was evaluated as acceptable if 0.5% or less, as a range that does not affect the molding characteristics such as plate elongation.
  • the average area ratio of the voids is measured by mechanically polishing a sample (test piece) taken from the A1 alloy forged plate and observing the cross-sectional structure at the center of the plate using a 50 ⁇ optical microscope. Then, after image processing in the microscope field of view to identify void defects and normal tissue, the total area of voids that can be identified in the field of view is obtained, and the ratio of the total area of voids in the field of view (%) Is determined as the porosity.
  • the average area ratio of the voids means an average of the area ratios of the air gaps measured at any 10 locations in the central portion of the plate excluding the front and rear ends of the plate.
  • Invention Examples 1 to 8 having compositions within the scope of the present invention of A to D in Table 1 contain 3 mass% or more and 14 mass% or less of Mg, and the forged plate thickness is 3 mm or more .
  • the roll diameter D of the twin roll is 0.1 ⁇ ⁇ or more or the peripheral speed V of the twin roll is 0.02 m / s or more, vZD is 0.3 and (s / v) Z (d / 2)> 250
  • continuous forging is performed by twin rolls. For this reason, internal defects in which the average area ratio of the voids is small are suppressed.
  • Invention Examples 1 to 8 have an average cooling rate of 50 ° C / s or more until the center of the forged plate is solidified during twin roll linking.
  • Comparative Examples 9 to 17 have compositions within the scope of the present invention of A and C in Table 1.
  • the Mg content of alloy E in Table 1 of Comparative Examples 18 to 20 is less than 3%, and the temperature range from the liquidus temperature to the solid phase ratio of 0.8 is 25 ° C. Is less than. Therefore, alloy E
  • the comparative examples 18 to 20 are not included in the A-Mg alloy in which the temperature range from the liquidus temperature to the solid phase ratio of 0.8 is 25 ° C or more, which is the subject of the present invention. Therefore, regardless of the comparative example 18 that satisfies the two equations vZD ⁇ 0.3 and (S / V) Z (d / 2)> 250, the comparative example 19 and 20 that do not satisfy either of the two equations It can be seen that forging defects such as
  • a solid-liquid coexistence temperature range is wide, and -Mg-based aluminum dioxide. Even if it is a twin roll type continuous forging method for aluminum alloy, it is possible to provide a method for producing an aluminum alloy forged plate capable of suppressing defects at the center of the plate thickness. As a result, the application can be expanded to applications that require formability, such as transportation equipment such as automobiles, ships, airplanes, and vehicles, machinery, electrical products, architecture, structures, optical equipment, and parts of equipment.

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Abstract

　固液共存温度領域の広いAl-Mg系アルミニウム合金の双ロール式連続鋳造方法であっても、板厚中心部の欠陥を抑制できる、アルミニウム合金鋳造板の製造方法を提供する。 　双ロール式連続鋳造方法によって、Mgを特定量含む鋳造板厚が厚いAl-Mg系アルミニウム合金鋳造板4を製造する方法において、双ロール1、2のロール径をＤ(m)、双ロール1、2の周速をｖ(m/s)、溶湯3がロール1、2に接触を開始した点5、5からキス点6、6までのロールの円周長さである凝固距離をs(m)、キス点6、6におけるロールギャップとして鋳造板4の板厚をd(m)とした際に、これらが特定の関係を満足しつつ連続鋳造を行なうことである。

Description

明 細 書
アルミニウム合金铸造板の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、固液共存温度領域の広い A卜 Mg系アルミニウム合金板であっても、また 、双ロールのロール径が比較的大きぐ双ロールの周速が比較的速い双ロール式連 続铸造方法であっても、板厚中心部の欠陥を抑制できる、アルミニウム合金铸造板 の製造方法を提供するものである。
背景技術
[0002] 周知の通り、従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、 電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材ゃ部品用として、各種アルミニウム 合金板 (以下、アルミニウムを A1とも言う）力 合金毎の各特性に応じて汎用されてい る。
[0003] これらのアルミニウム合金板は、多くの場合、プレス成形などで成形されて、上記各 用途の部材ゃ部品とされる。この点、高成形性の点からは、前記 A1合金のなかでも、 強度 .延性バランスに優れた A卜 Mg系 A1合金が有利である。
[0004] このため、従来から、 A卜 Mg系 A1合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最 適化検討が行われている。この A卜 Mg系 A1合金としては、例えば JISA5052、 5182等が 代表的な合金成分系である。しかし、この A卜 Mg系 A1合金でも冷延鋼板と比較すると 延性に劣り、成形性に劣っている。
[0005] これに対し、 A卜 Mg系 A1合金は、 Mg含有量を増加させて、 3%を超える高 Mgィ匕させる と、強度延性バランスが向上する。し力し、このような高 Mgの A卜 Mg系合金は、 DC铸 造などで铸造した铸塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、ェ 業的に製造することは困難である。この理由は、大きな歪みが発生する DC铸造にお いて、固液共存領域が広いこと、および厚い酸ィ匕膜起因の深い湯皺が発生すること により、割れが発生しやすくなるからである。また、通常の熱間圧延においても、 A1-M g系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。
[0006] 一方、高 Mgの A卜 Mg系合金を、上記割れの発生する温度域を避けて、低温での熱 間圧延を行うことも困難である。このような低温圧延では、高 Mgの A卜 Mg系合金の材 料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では製造できる製品サイズが 極端に限定されるためである。
[0007] また、高 Mgの A卜 Mg系合金の Mg含有許容量を増加させるために、 Feや Si等の第三 元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増える と、粗大な金属間化合物を形成しやすぐアルミニウム合金板の延性を低下させる。 このため、 Mg含有許容量の増加には限界があり、 Mgが 8%を超える量を含有させるこ とは困難であった。
[0008] このため、従来から、高 Mgの A卜 Mg系合金板を、双ロール式などの連続铸造法で 製造することが種々提案されている。双ロール式連続铸造法は、回転する一対の水 冷铸型 (双ロール)間に、耐火物製の給湯ノズルからアルミニウム合金溶湯を注湯して 凝固させ、かつ、この双ロール間において、上記凝固直後に急冷して、アルミニウム 合金薄板とする方法である。この双ロール式連続铸造法はハンター法や 3C法などが 知られている。
[0009] 双ロール式連続铸造法の冷却速度は、従来の DC铸造法やベルト式連続铸造法 に較べて 1〜3桁大きい。このため、得られるアルミニウム合金板は非常に微細な組 織となり、プレス成形性などの加工性に優れる。また、铸造によって、アルミニウム合 金板の板厚も比較的薄い l〜13mmのものが得られる。このため、従来の DC铸塊 (厚 さ 200〜600mm)のように、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。さら に铸塊の均質化処理も省略出来る場合がある。
[0010] このような双ロール式連続铸造法を用いて製造した高 Mgの A卜 Mg系合金板の、成 形性向上を意図して組織を規定した例は、従来においても種々提案されている。例 えば、 6〜 10%の高 Mgである A卜 Mg系合金板の A卜 Mg系の金属間化合物の平均サイ ズを 10 μ m以下とした、機械的性質に優れた自動車用アルミニウム合金板が提案さ れている (特許文献 1参照)。また、 10 m以上の A卜 Mg系金属間化合物の個数を 300 個/ mm2以下とし、平均結晶粒径が 10〜70 μ mとした自動車ボディーシート用アルミ- ゥム合金板なども提案されて!ヽる (特許文献 2参照)。
[0011] また、 6000系アルミニウム合金においても、 Speed Casterと呼ばれるロール铸造装 置により、 AA6016アルミニウム合金铸造板（1800WX l〜2.5mm厚み）の铸造が行わ れたことが報告されて!ヽる (非特許文献 1参照)。
特許文献 1 :日本公開特許:特開平 7-252571号公報 (特許請求の範囲、 1〜2頁） 特許文献 2 :日本公開特許:特開平 8-165538号公報 (特許請求の範囲、 1〜2頁） ^^特干文献 1： Continuous Lasting, Proceedings of the International Conference on Continuous Casting of Non— Ferrous Metals, DGM2005,p87.
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0012] 一方、高 Mgの A卜 Mg系合金铸造板を双ロール式連続铸造法を用いて製造する場 合、特に、効率化、量産化のために、双ロールの周速を速くしても、空隙などの铸造 欠陥が生じやすい。これは、高 Mgの A卜 Mg系合金の凝固温度範囲力 Mg含有量が 3 %未満と低い A卜 Mg系合金に比較して、広くなるためである。このため、注湯時や凝固 中に発生したガスや雰囲気を巻き込んだガスが、铸片内から外部に放出されにくくな り、铸片組織内に滞留しやすくなり、空隙となりやすい。
[0013] 高 Mgの A卜 Mg系合金板において、このように組織内の上記空隙が多くなると、伸び を低下させ、 A卜 Mg系合金板の特徴である強度延性バランスや、それに基づく成形 性を低下させる。
[0014] これに対しては、双ロールにおける冷却速度を大きくする、あるいは、 Tiなどの微細 ィ匕剤を添加する、などの手段が有効ではある。しかし、これらの手段も、空隙などの铸 造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無 、範囲まで抑制すること には限界がある。
[0015] したがって、これまで、高 Mgの A卜 Mg系合金铸造板を、双ロール式連続铸造法を用 いて製造する場合には、空隙などの铸造欠陥をある程度許容せざるを得な力 たの が実情である。
[0016] 本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は、固 液共存温度領域の広い A卜 Mg系アルミニウム合金の双ロール式連続铸造方法であ つても、板厚中心部の欠陥を抑制できる、アルミニウム合金铸造板の製造方法を提 供することである。 課題を解決するための手段
[0017] この目的を達成するために、内部欠陥を抑制した本発明アルミニウム合金铸造板 の製造方法の要旨は、双ロール式連続铸造方法によって、 Mgを 3質量 %以上、 14質 量 %以下含む A卜 Mg系アルミニウム合金铸造板を製造する方法にぉ ヽて、双ロール のロール径を D(m)、双ロールの周速を v(m/s)、溶湯がロールに接触を開始した点か らキス点までのロールの円周長さである凝固距離を s(m)、铸造板の板厚を d(m)とした 際に、 vZD< 0.3および (s/v)Z(d/2)>250の 2つの式を満足しつつ連続铸造を行 なうことである。
発明の効果
[0018] 本発明では、上記要旨の通り、双ロール径と双ロール周速との関係、および、双口 ール周速と、上記凝固距離、上記ロールギャップ (ロールのキス点 6、 6間の間隔)の代 わりとしての铸造板の板厚などとの関係を制御することにより、凝固した铸造板 (板状 铸塊)の板厚中心部の欠陥を抑制する。
[0019] したがって、効率化、量産化のために、双ロールの周速を速くした場合でも、また、 固液共存温度領域の広 ヽ A卜 Mg系アルミニウム合金板であっても、凝固した铸造板 の板厚中心部の欠陥を抑制できる。
[0020] この結果、 3%以上の高 Mgの A卜 Mg系合金铸造板であっても、材質特性としての伸 びや強度延性バランスを向上させることができ、張出成形、絞り成形、曲げ加工、穴 あけ、穴拡げ、打ち抜き、あるいはこれら成形加工の組み合わせなどの成形性を向 上させることができる。
[0021] なお、固液共存温度領域の広い A卜 Mg系アルミニウム合金铸造板を、双ロール式 連続铸造法を用いて製造する場合には、前記した通り、凝固温度範囲が広ぐ特に、 凝固した铸造板の板厚中心部に、空隙などの铸造欠陥が生じやすい。このため、双 ロールにおける冷却速度を大きくする、あるいは、 Ήなどの微細化剤を添加するなど の手段だけでは、これら手段を組み合わせても、空隙などの铸造欠陥を、製造された 铸造板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲まで抑制することには大きな限界 がある。
図面の簡単な説明 [0022] [図 1]双ロール式連続铸造方法の一実施態様を示す説明図である。
符号の説明
[0023] 1、 2 :双ロール
3 :溶湯
4 :铸造板、
5：溶湯 3がロールに接触を開始した点
6 :キス点
発明を実施するための最良の形態
[0024] 以下に、本発明における A卜 Mg系アルミニウム合金铸造板の製造方法につき、各 要件ごとに具体的に説明する。
[0025] (双ロール式連続铸造法）
図 1に双ロール式連続铸造法を模式的に示す。双ロール式連続铸造は、回転する 一対の水冷銅铸型などの双ロール 1、 2間に、図示しない耐火物製の給湯ノズルから 、上記あるいは下記する成分組成の A1合金溶湯 3を注湯して凝固させ、かつ、この双 ロール 1、 2間において急冷して、 A1合金铸造板 4とする。
[0026] ここで、効率化、量産化のためには、双ロールとして大径ロール 1、 2を用いることが 好ましいが、双ロール 1、 2のロール径 Dを大きくするほど、ロール周速 V乃至铸造速 度が速くなる。効率化、量産化のためには、双ロール 1、 2のロール径 Dは 0.1 φ πι以上 が好ましい。
[0027] (ロール周速 V)
本発明では、前提として、双ロール 1、 2の周速 Vを遅く (小さく)することが好ましい。口 一ル周速 Vを大きくすると、空隙などの铸造欠陥の原因となる溶湯の渦流が発生しや すくなる。このため、双ロール 1、 2の周速 Vは、 0.3m/s未満であることが好ましい。
[0028] (v/D< 0.3)
一方、この空隙などの铸造欠陥の原因となる溶湯の渦流は、通常の流体における 乱流発生確率が速度と流路幅に比例する (速度 X流路幅)のと同じぐ周速 Vとキス点 6、 6より手前 (上流側)のロール 1、 2の隙間間隔 (ロールの上流側隙間間隔)に比例し て発生しやすくなる。 [0029] したがって、この溶湯の渦流を避けるには、周速 v Xロール上流隙間間隔を小さく する必要がある。ここで、ロール上流隙間間隔は、ロール径 Dが大きくなれば、これに 反比例して狭くなる。このため、ロールの径 Dを大きくすることで、ロール上流隙間間 隔を/ J、さくすることができる。
[0030] これらより、本発明では、溶湯の渦流を避け、周速 v Xロール上流隙間間隔を小さく するために、周速 v X 1Zロール径0、即ち、 vZDを小さくし、 vZDを 0.3未満とする。 本発明者らの試験による知見によれば、双ロールのロール径 Dを 0.1 φ πι以上、前記 双ロールの周速 Vを 0.02m/s以上を前提とした場合、 vZDが 0.3以上になると、双ロー ル間の半凝固溶湯が渦をまく渦流が生じ、極端に冷却速度が遅い溶湯領域で、柱 状晶が得られずに、粒状晶などが生成し、欠陥が発生する。
[0031] (^(s/v)/(d/2) >250)
铸造時の凝固層の厚さは、铸型との接触時間の平方根に比例することはよく知られ ている。ここで、双ロール铸造の場合、铸型との接触時間は、図 1における溶湯 3が口 ール 1、 2に接触を開始した点 5、 5から、キス点 6、 6までのロールの円周長さである凝 固距離 sとロール周速 Vによって、 s/vで表される。
[0032] この接触時間の平方根 s/vが短い場合、凝固層が発達しにくぐキス点 6、 6にお ける不完全凝固層が残存しやすくなり、欠陥が発生する。この不完全凝固層の残存 に起因する欠陥を抑制するために、キス点 6、 6における不完全凝固層が残存しない よう、 s/vとキス点 6、 6におけるロールギャップ (铸造板厚) dとの関係を本発明では規 定する。
[0033] 本発明者らの铸造試験による知見によれば、キス点 6、 6におけるロールギャップ (铸 造板厚)を d(m)とした際に、 (s/v)Z(d/2)力 ¾50未満のときに、キス点 6、 6における凝 固層が薄くなつて、板厚中央部に不完全凝固層が残ることが明らかとなった。この傾 向は、双ロールの周速 Vを 0.02m/s以上とした場合に強くなる。したがって、本発明で は、欠陥防止のために、 (s/v)Z(d/2)の値を 250以上、即ち、 (s/v)Z(d/2) >250 とする必要がある。
[0034] (铸造板厚）
以上のように、本発明では、キス点 6、 6では板厚中央部に不完全凝固層を残さず、 キス点 6、 6までに、板厚中央部に到るまで溶湯を完全凝固させる。このため、上記キ ス点 6、 6におけるロールギャップは、铸造板の板厚と同じとなる。したがって、本発明 では、キス点 6、 6におけるロールギャップ d(m)を、铸造後に測定しやすい铸造板の板 厚 d(m)に置き換えて、上記 (s/v)Z(d/2) >250の式を規定する。なお、本発明では 、铸造される铸造板の板厚は自由に選択される。
[0035] (その他の双ロール铸造条件）
以下に、本発明における、その他の好ましい双ロール铸造の条件につき説明する。
[0036] (双ロール铸造方式）
双ロール铸造の方式は、横型 (双ロールが垂直に並ぶ)でも、縦型 (双ロールが水平 に並ぶ)でも良い。但し、図 1に示した縦型 (双ロールが水平に並ぶ)では、凝固距離を 大きく取ることができ、接触時間が長くなることから、铸造速度の増加が可能となり、生 産性が向上するなどの特徴がある。したがって、これら特徴を考慮して、横型と縦型と の双ロール铸造を使 、分ける。
[0037] (冷却速度）
双ロール式連続铸造は、他のベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスタ 一式などに比して、铸造の際の冷却速度を大きくできる利点がある。但し、双ロール による铸造でも、冷却速度は 50°C/s以上のできるだけ大きい速度が好ましい。冷却 速度が 50°C/s未満では、铸造板の平均結晶粒が 50 mを超えて粗大化するとともに 、 A卜 Mg系などの金属間化合物全般が粗大化するか、多量に晶出する可能性が高く なる。この結果、このため、強度伸びバランスが低下し、プレス成形性が著しく低下す る可能性が高くなる。また、板の均質性も低下する。
[0038] なお、この冷却速度は、直接の計測は難 、ので、铸造された板 (铸塊)のデンドラ イトアームスペーシング (デンドライトニ次枝間隔、： DAS)力 公知の方法 (例えば、軽 金属学会、昭和 63年 8.20発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却 速度の測定方法」などに記載）により求める。即ち、铸造された板の铸造組織におけ る、互いに隣接するデンドライトニ次アーム (二次枝)の平均間隔 dを交線法を用いて 計測し (視野数 3以上、交点数は 10以上)、この dを用いて次式、 d=62 X C"°' 337 (但し、 d:デンドライトニ次アーム間隔 mm、C:冷却速度 °C/s)から求める。 [0039] (ロール潤滑）
ロール潤滑剤を用いた場合、理論計算上は冷却速度が大きくても、実質的な、ある いは実際における冷却速度が実質的に 50°C/s未満となりやすい。このため、双ロー ルとしては、潤滑剤によって表面が潤滑されて 、な 、ロールを用いることが望まし!/、。 従来では、溶湯がロール表面に接触および急冷されて、双ロール表面に造形される 凝固殻の割れを防止するために、酸化物粉末 (アルミナ粉、酸化亜鉛粉等)、 SiC粉末 、グラフアイト粉末、油、溶融ガラスなどの潤滑剤 (離型剤)を、双ロール表面に塗布あ るいは流下させて用いることが一般的であった。しかし、これら潤滑剤を用いた場合、 冷却速度が小さくなつて、必要な冷却速度が得られな 、。
[0040] また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面にぉ ヽて、潤滑剤の濃度や厚み の不均一によって、冷却のムラが生じやすぐ板の部位によっては凝固速度が不十 分となりやすい。このため、 Mg含有量が高くなるほど、マクロ偏析ゃミクロ偏祈が大き くなり、 A卜 Mg系合金板の強度延性バランスを均一にすることが困難となる可能性が 高くなる。
[0041] (注湯温度）
A1合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度を越える温度であ れば、設備的に可能な温度で良ぐ特に制約がない。
[0042] (製造方法）
双ロール連続铸造後の本発明 A卜 Mg系 A1合金铸造板は、そのまま前記した各用途 の部材ゃ部品用として、成形、加工されて使用可能である。また、必要によって、均 質化熱処理、焼鈍などの調質処理を施した铸造板としても、使用可能であり、本発明 範囲に含む。あるいは、本発明 A Mg系 A1合金铸造板を用いて、更に、均質化熱処 理、冷間圧延、焼鈍などの組み合わせによって、圧延板として製造して、前記した各 用途の部材ゃ部品用としても良い。
[0043] (化学成分組成）
次に、本発明 A卜 Mg系 A1合金の化学成分組成について以下に説明する。本発明 A1 合金铸造板 (あるいは双ロールに供給される溶湯)の組成は、铸造板に要求される、 強度、延性、そして強度延性バランスなどの特性から、 Mgを 3質量 %以上、 14質量 %以 下含み、残部が A1および不可避的不純物からなるものとする。
[0044] 但し、本発明では、上記組成にお!、て、 A1合金铸造板が、スクラップなどの溶解原 料力 混入しやすい元素 (上記不可避的不純物に含む)を含む。これらの元素として 、質量％で、 Fe:1.0%以下、 Si:0.5%以下、 Mn:1.0%以下、 Cr:0.5%以下、 Zr:0.3%以下、 V： 0.3%以下、 Ti:0.5%以下、 B:0.05%以下、 Cu:0.5%以下、 Zn:0.5%以下を、これらの元素 の各々の上限値まで含むことは許容する。これらの元素が各々の上限値 (許容量)を 越えた場合、これらの元素による化合物が過大となって、 A1合金铸造板の破壊靱性 や成形性などの特性を大きく阻害する。
[0045] 上記組成にぉ ヽて、 Mgは A卜 Mg系 A1合金铸造板の強度、延性、そして強度延性バ ランスを高める重要合金元素である。 Mgが 3%以下の含有量では、強度、延性が不足 する。一方、 Mgを 14%を越えて含有すると、連続铸造の際の冷却速度を高めても、 A1 -Mg系化合物の晶析出が多くなる。この結果、やはり成形性が著しく低下する。また、 加工硬化量が大きくなり、成形性も低下させる。したがって、 Mg含有量は 3質量 %以上 、 14質量 %以下とするが、更に、高 Mgの Aト Mg系 A1合金特有の高い強度延性バラン スを出すためには、好ましくは、 8%を超え 14%以下の範囲とする。
[0046] なお、この Mg含有量は、本発明が対象とする、固液共存温度領域 (凝固温度範囲） が広ぐその液相線温度から固相率 0. 8までの温度範囲が 25°C以上である A卜 Mg合 金を限定する意味も持つ。この本発明が対象とする A卜 Mg合金は、前記した通り、大 径ロールを用いたり、双ロールの周速を速くした場合に、特に、空隙などの铸造欠陥 が生じやすい。一方、 Mgが 3質量 %未満の A卜 Mg合金では、固液共存温度領域が狭 ぐその液相線温度から固相率 0.8までの温度範囲が 25°C未満であり、元々空隙など の铸造欠陥が生じにくい。
実施例
[0047] 以下に本発明の実施例を説明する。表 1に示す種々の化学成分組成の A卜 Mg系 A1 合金铸造板 (発明例 A〜D、比較例 E)を、双ロールによる連続铸造法により製造した 。これら A1合金铸造板の化学成分組成について、表 1に示す以外の元素は、各々質 量％で、 Zr:0.3%以下、 V:0.3%以下、 B:0.05%以下であった。
[0048] 表 2に示すように、双ロールによる連続铸造の型 (縦型、横型）と、連続铸造条件を 種々変化させて各板厚の铸造板に铸造し、室温に冷却した。製造した铸造板のサイ ズは 300mm幅 X 5m長さである。また、冷却速度が小さ過ぎる比較例を含め、全ての 例は、冷却速度を確保するために、双ロール表面の潤滑無し (無潤滑)で、連続铸造 した。
[0049] このように製造された各例の A1合金铸造板カゝら試験片を採取し、板組織につ!ヽて、 空隙の平均面積率を各々測定した。これらの結果も表 2に示す。
[0050] (空隙）
空隙の平均面積率は、板の伸びなどの成形特性に影響の無い範囲として、 0.5%以 下は合格として評価した。空隙の平均面積率の測定方法は、 A1合金铸造板から採取 した試料 (試験片)を機械研磨し、板中央部の断面組織を 50倍の光学顕微鏡を用い て観察して行なう。そして、顕微鏡視野内を画像処理して、空隙欠陥と通常の組織と を識別した上で、視野内の識別できる空隙の合計面積を求め、視野面積に占める空 隙の合計面積の割合 (%)を、空隙率として求める。ここで、上記空隙の平均面積率と は、板の先端部と後端部とを除ぐ板中央部の任意の 10箇所において測定した各空 隙の面積率を平均化したものを言う。
[0051] 表 2の通り、表 1の A〜Dの本発明範囲内の組成を有する発明例 1〜8は Mgを 3質量％ 以上、 14質量％以下含み、铸造板厚が 3mm以上である。また、双ロールのロール径 D を 0.1 φ πι以上、あるいは双ロールの周速 Vを 0.02m/s以上とするに際して、 vZDく 0. 3および (s/v)Z(d/2) >250の 2つの式を満足させつつ、双ロールによって連続铸造 を行なっている。このため、空隙の平均面積率が小さぐ内部欠陥が抑制されている
[0052] また、発明例 1〜8は、表 2の通り、双ロール連铸時に、铸造板中心部が凝固するま での平均冷却速度を 50°C/s以上として 、る。
[0053] これに対して、比較例 9〜17は、表 1の A、 Cの本発明範囲内の組成を有するものの
、 vZD< 0.3、 (s/v)Z(d/2) >250の 2つの式のいずれ力、または両方を満足しない
。このため、空隙の平均面積率が大きぐ内部欠陥が抑制されていない。
[0054] 更に、参考として示す、比較例 18〜20の表 1の合金 Eの Mg含有量は 3%未満であり、 液相線温度から固相率 0. 8までの温度範囲が 25°C未満である。したがって、合金 E 乃至比較例 18〜20は、本発明が対象とする、液相線温度から固相率 0. 8までの温 度範囲が 25°C以上である A卜 Mg合金からは外れる。このため、 vZD< 0.3、 (S/V)Z (d/2)>250の 2つの式を満足する比較例 18、 2つの式のいずれかを満足しない比較 例 19、 20にかかわらず、空隙などの铸造欠陥が生じにくいことが分かる。
[0055] したがって、これらから、本発明各要件あるいは好ましい条件の、空隙率抑制のた めの、臨界的な意義が裏付けられる。
[0056] [表 1]
Figure imgf000014_0001
* 含有量の記載において、 一の記載は検出限界以下であることを表す。
[0057] 表 2]
Figure imgf000015_0001
産業上の利用可能性
[0058] 以上説明したように、本発明によれば、固液共存温度領域の広 、 -Mg系アルミ二 ゥム合金の双ロール式連続铸造方法であっても、板厚中心部の欠陥を抑制できる、 アルミニウム合金铸造板の製造方法を提供することができる。この結果、自動車、船 舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、 器物の部材ゃ部品などの、成形性が要求される用途へ適用を拡大できる。

Claims

請求の範囲
[1] 双ロール式連続铸造方法によって、 Mgを 3質量 %以上、 14質量 %以下含む A卜 Mg系 アルミニウム合金铸造板を製造する方法において、双ロールのロール径を D(m)、双 ロールの周速を v(m/s)、溶湯がロールに接触を開始した点力 キス点までのロール の円周長さである凝固距離を s(m)、铸造板の板厚を d(m)とした際に、 vZDく 0.3およ び (s/v)Z(d/2)>250の 2つの式を満足しつつ連続铸造を行なうことを特徴とする、 内部欠陥を抑制したアルミニウム合金铸造板の製造方法。
[2] 前記双ロールによる冷却速度を 50°C/s以上とする請求項 1に記載の内部欠陥を抑 制したアルミニウム合金铸造板の製造方法。
[3] 前記アルミニウム合金铸造板力 質量％で、 Fe:1.0%以下、 Si:0.5%以下、 Mn:1.0%以 下、 Cr:0.5%以下、 Zr:0.3%以下、 V:0.3%以下、 Ti:0.5%以下、 B:0.05%以下、 Cu:0.5%以 下、 Zn:0.5%以下、である請求項 1または 2に記載の内部欠陥を抑制したアルミニウム 合金铸造板の製造方法。
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