WO2022138806A1 - 単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents

単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing an aluminum alloy material which is a single layer and has a heat bonding function.
  • twin rolls a molten metal such as aluminum is supplied between a pair of cooling rolls (hereinafter referred to as twin rolls) arranged one above the other, and the molten metal is solidified by contacting the twin rolls to form a plate material.
  • twin rolls a pair of cooling rolls
  • it is a method of continuously deforming a molten metal that is being solidified by applying a load by the twin rolls into a plate material.
  • centerline segregation part remaining inside the coil has a high solute concentration and a structure different from that of the aluminum base material part, so that the brazing property is significantly reduced, and even when the fin material is processed, it is caused by the centerline segregation part.
  • the defects may cause cracks and damage the fins.
  • blistering defects may occur due to volume expansion due to remelting of the segregated portion of the center line. Therefore, it is necessary to apply a technique for reducing centerline segregation.
  • due to the large amount of dissolved mass and the wide range it is difficult to completely remove the centerline segregation by applying heat treatment or the like using a diffusion phenomenon.
  • the present invention has been made against the background of the above problems, and an object of the present invention is to provide a method for manufacturing an aluminum alloy material in which centerline segregation is reduced.
  • the method for producing an aluminum alloy material of the present invention contains 2.00 to 3.00% by mass of Si, 0.01 to 0.50% by mass of Fe, and 0.80 to 1.50% by mass of Mn. It is a method for manufacturing an aluminum alloy material having a single layer and a heat bonding function, and the thickness is obtained by rotating a roll having a diameter D (mm) satisfying the following formula (1) at a peripheral speed v (mm / min). Includes a casting step of performing a double roll casting type continuous casting to form a plate material of 3 to 12 mm.
  • an aluminum alloy material with reduced centerline segregation can be obtained.
  • the inventor of the present invention has established a method for producing an aluminum alloy material of the present invention based on actual casting results and engineering by numerical analysis.
  • the length of the solid-liquid phase region at the center of the plate thickness controls the presence or absence and degree of centerline segregation.
  • the length of the solid-liquid phase region in the center of the plate thickness is long, the time spent in the solid-liquid phase region is long, so that the amount of solute elements discharged from the solid phase side increases and the centerline segregation is remarkable.
  • the solid-liquid phase region in the central portion of the plate thickness is short, the amount of solute elements discharged from the solid phase side is small, and the centerline segregation is slight.
  • the solid-liquid phase region referred to here is a position where the temperature of the molten aluminum in the center of the plate thickness becomes the liquidus temperature of the aluminum alloy material (hereinafter referred to as the liquidus temperature position) and the solidus temperature. It is the physical distance between the position (hereinafter referred to as the solid phase temperature position).
  • the inventor of the present invention uses numerical analysis to calculate the distance at which the temperature at the center of the plate thickness in the double-roll continuous casting is equal to or lower than the liquidus temperature and above the solidus temperature of the aluminum alloy material. We found a correlation with the centerline segregation by the actual casting test.
  • the model system and model formula applied to the numerical analysis will be described in detail below.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of a model obtained by numerically analyzing the central portion of the plate thickness in double-roll continuous casting.
  • the numerical analysis range is from the tip of the nozzle where the molten aluminum comes into contact with the twin rolls to the center of the roll, and the plate thickness t is 6 to 7 mm, based on a two-dimensional heat transfer equation assuming the center of the plate width.
  • An analysis was performed.
  • the temperature distributions of the molten aluminum and the plate material within the numerical analysis range were calculated, and the distance L between the liquidus line temperature position and the solid phase line temperature position was calculated by numerical analysis.
  • the following equation (2) shows the heat conduction equation as the basic equation for numerical analysis.
  • the following formula (3) is a definition formula for the solid phase ratio.
  • ⁇ A , CA, ⁇ A , H, f S , T L , and TS are physical property values of the aluminum alloy material and can be derived from the chemical composition of the aluminum alloy material.
  • ⁇ A density
  • CA specific heat
  • ⁇ A thermal conductivity
  • H latent heat
  • f S solid phase ratio
  • TL liquidus temperature
  • TS solid phase temperature.
  • the molten aluminum and the plate material are parallel from the nozzle tip to the roll in the x direction orthogonal to the y direction, with the direction of the line segment connecting the central axes of the upper roll 5a and the lower roll 5b constituting the twin rolls as the y direction.
  • the x direction means the casting direction
  • the distance L means the distance in the x direction.
  • the specific heat CA is based on the equivalent specific heat method.
  • the processing heat generation QH is obtained by the following formula (4).
  • ⁇ y is the yield stress of the plate material at 500 ° C.
  • h O is the plate thickness on the exit side
  • h S is the plate thickness at the completion of solidification
  • v is the roll peripheral speed (here, it is equal to the casting speed)
  • L is the distance from the solid phase line temperature position at the center of the plate thickness to the roll center position
  • RH is the heat conversion rate of the processing work by the roll.
  • the roll center position is the position of the midpoint of the line segment connecting the central axes of the upper roll 5a and the lower roll 5b constituting the twin roll.
  • the heat transfer between the roll and the molten aluminum and the plate material is associated with the following formula (5).
  • TR is the roll surface temperature
  • hRA is the heat transfer coefficient between the roll surface and the molten aluminum and the plate material.
  • the following formula (6) shows the basic formula of heat conduction in the roll.
  • ⁇ R , CR, and ⁇ R are the physical characteristics of the roll, and specifically, ⁇ R : density, CR: specific heat, and ⁇ R : thermal conductivity.
  • the diameter D of the upper roll 5a and the lower roll 5b and the respective physical property values ⁇ R , CR, and ⁇ R are the same.
  • Table 1 shows the physical property values of the aluminum alloy used in the numerical analysis.
  • FIG. 2 shows the effects of the roll diameter D and the roll peripheral speed v on the distance L as an example of the numerical analysis results.
  • the roll diameter D and the roll peripheral speed v may be simply expressed as the diameter D and the peripheral speed v.
  • the distance L tends to be.
  • a more suitable range of conditions can be defined by the following formula (9). This is because the shorter the distance L, the less likely it is that the center line segregation at the center of the plate thickness will occur, and it shows the relationship between the roll diameter D and the peripheral speed v, which can make this distance L 16 mm or less. be.
  • the molten metal temperature according to the present invention it is necessary to control and control the molten metal temperature according to the present invention to a temperature equal to or lower than the liquidus temperature of the aluminum alloy material by 80 ° C.
  • the molten metal temperature is high, an unsolidified region is likely to remain in the central portion of the plate thickness, and defects are likely to occur in the central portion of the plate thickness.
  • the molten metal temperature is low, casting troubles due to solidification in the nozzle tip and thickening of the plate will cause significant deformation resistance due to the double rolls and increase the equipment load.
  • a lower limit of temperature may be set.
  • the molten metal temperature is measured at the position immediately before the head box or nozzle tip, and if the temperature there is 80 ° C higher than the liquidus temperature, the molten metal temperature (casting temperature) at the time of reaching the roll is that. It can be considered as follows.
  • the suitable temperature control range at the position immediately before the head box or the nozzle tip is 20 to 80 ° C. higher than the liquidus temperature of the aluminum alloy material. This temperature range is a casting temperature range in which double roll casting is stable and easy to perform.
  • a range of 100 mm to 1500 mm is a suitable range for the roll diameter D.
  • the roll diameter D is small, the cooling capacity of the plate material is not sufficient, so that the plate material can be completely solidified and the trouble of hot water leakage is likely to occur.
  • the roll diameter D exceeds 1500 mm, it is not practical because it is large in terms of equipment.
  • the range of 500 mm to 1300 mm, which is widely used industrially, is a more preferable range of the roll diameter D.
  • a range from 300 mm / min to 700 mm / min is a desirable range of the roll peripheral speed v.
  • the roll peripheral speed v exceeds 700 mm / min, the time for the solidification of the molten metal by the roll to proceed becomes short, the thickness of the solidified shell grown from the roll becomes thin, and in extreme cases, hot water (molten metal) leaks. It can even reach.
  • the thickness of the solidified shell grown from the roll becomes thick, so that the deformation resistance due to the roll becomes remarkable and the equipment load increases remarkably.
  • an excessively slow roll peripheral speed v may cause solidification from the inside of the nozzle.
  • a suitable range of plate thickness t is 3 mm to 12 mm. If the plate thickness is less than 3 mm, stable casting of the plate material is difficult, and hot water leakage trouble and plate breakage are likely to occur. Further, when the plate thickness t exceeds 12 mm, the deformation resistance due to the double roll becomes remarkable and the equipment load increases remarkably.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of the numerical analysis of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the roll diameter and the peripheral speed, and the distance between the liquidus line temperature position and the solid phase line temperature position in the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic view of the double roll continuous casting method of the present invention.
  • FIG. 4a is a cross-sectional structure photograph of a plate material according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4b is a cross-sectional structure photograph of a plate material in a comparative example of the present invention.
  • the aluminum alloy material exemplified here can be used for other members by supplying the liquid phase necessary for joining by exuding the liquid phase from the material itself without using a joining member such as a brazing material or a fillering material. It is an aluminum alloy material that can be heat-bonded with a single layer.
  • Si is an element that forms an Al—Si-based liquid phase and contributes to bonding. However, when the amount of Si added is less than 2.0% by mass, a sufficient amount of liquid phase cannot be generated, the liquid phase exudes less, and the bonding becomes incomplete.
  • the amount of Si added exceeds 3.0% by mass, the amount of the liquid phase formed in the aluminum alloy material increases, so that the material strength during heating becomes extremely low, and it becomes difficult to maintain the shape of the structure. Therefore, the amount of Si added is defined as 2.0 to 3.0% by mass. Since the amount of the liquid phase that exudes is large and the heating temperature is high, the amount of the liquid phase required for heating is the amount of Si added or the joining required according to the structure of the structure to be manufactured. It is desirable to adjust the heating temperature.
  • Fe has the effect of slightly dissolving in the matrix to improve the strength, and also has the effect of dispersing as crystallization and precipitates to prevent a decrease in strength particularly at high temperatures.
  • the Fe addition amount is less than 0.01% by mass, not only the above-mentioned effect is small, but also it is necessary to use a high-purity bullion, which increases the cost.
  • the amount of Fe added exceeds 0.50% by mass, a coarse intermetallic compound is generated during casting, which causes a problem in manufacturability.
  • the corrosion resistance is lowered.
  • the amount of Fe added is set to 0.01 to 0.50% by mass.
  • Mn forms Al-Mn-Si-based, Al-Mn-Fe-Si-based, and Al-Mn-Fe-based intermetallic compounds together with Si and Fe, and acts as dispersion strengthening, or is contained in the aluminum matrix. It is an important additive element that dissolves in solid form and enhances its strength by strengthening the solid solution. When the amount of Mn added exceeds 1.5% by mass, a coarse intermetallic compound is likely to be formed and the corrosion resistance is lowered. On the other hand, if the amount of Mn added is less than 0.8% by mass, the above effect is insufficient. Therefore, the amount of Mn added is set to 0.8 to 1.5% by mass or less.
  • the aluminum alloy material produced by the production method according to the present invention contains a predetermined amount of Si, Fe and Mn as essential elements in order to improve the deformation resistance during joint heating. Then, in order to further improve the strength, one or more selected from a predetermined amount of Zn, Cu, Zr and Ti may be further added as a selective additive element.
  • Addition of Zn is effective in improving corrosion resistance due to sacrificial anticorrosion action.
  • Zn is almost uniformly solid-solved in the matrix, but when a liquid phase is formed, it dissolves in the liquid phase and the Zn of the liquid phase is concentrated. When the liquid phase exudes to the surface, the Zn concentration in the exuded portion increases, so that the corrosion resistance is improved by the sacrificial anode action.
  • the aluminum alloy material of the present invention is applied to a heat exchanger, by using the aluminum alloy material of the present invention for fins, it is possible to exert a sacrificial anticorrosion action for anticorrosion of tubes and the like.
  • the amount of Zn added exceeds 2.0% by mass, the corrosion rate becomes high and the self-corrosion resistance decreases. Therefore, the amount of Zn added is set to 2.0% by mass or less.
  • Cu is an additive element that dissolves in the matrix to improve its strength. If the amount of Cu added exceeds 0.50% by mass, the corrosion resistance is lowered. On the other hand, if the amount of Cu added is less than 0.05% by mass, the above effect is insufficient. Therefore, the amount of Cu added is set to 0.05 to 0.50% by mass. It was
  • Zr is precipitated as an Al—Zr-based intermetallic compound and exerts the effect of improving the strength after bonding by strengthening the dispersion. Further, the Al—Zr-based intermetallic compound acts on the coarsening of crystal grains during heating. When the addition amount exceeds 0.30% by mass, it becomes easy to form a coarse intermetallic compound, and the plastic workability is lowered. Therefore, the amount of Zr added is set to 0.30% by mass or less. The preferable amount of Zr added is 0.05 to 0.30% by mass.
  • Ti is dissolved in the matrix to improve the strength, and is distributed in layers to prevent the progress of corrosion in the plate thickness direction. If the amount of Ti added exceeds 0.30% by mass, coarse crystallization is generated, which impairs moldability and corrosion resistance. Therefore, the amount of Ti added is set to 0.30% by mass or less. The preferable amount of Ti added is 0.01 to 0.30% by mass.
  • a predetermined amount of Mg, One or more selected from Ni, Cr, V, Sr, Bi, Na and Ca may be further added as a selective additive element.
  • Such elements include Mg: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Sr: 0.1% or less, Bi: 0. One or more of 3% or less, Na: 0.1% or less, Ca: 0.05% or less is added as needed.
  • These trace elements can improve the bondability by finely dispersing Si particles, improving the fluidity of the liquid phase, and the like. If these trace elements are less than the above-mentioned preferable specified range, the effects of fine dispersion of Si particles and improvement of fluidity of the liquid phase may be insufficient. Further, if the specified range is exceeded, adverse effects such as deterioration of corrosion resistance will occur.
  • the twin-roll continuous casting machine of the present embodiment includes a pair of water-cooled twin rolls 5a and 5b arranged one above the other with a predetermined roll gap 6, and a gutter 8 for holding the molten aluminum alloy 1.
  • the nozzle tip 4 for receiving the molten aluminum alloy 1 supplied from the gutter 8 is provided at one end of the gutter 8, is arranged vertically on the tip of the nozzle tip 4, and rotates at a peripheral speed v (mm / min).
  • the twin rolls (upper roll 5a, lower roll 5b) are in sliding contact with each other.
  • the roll diameters of the upper roll 5a and the lower roll 5b are D (mm).
  • Si 2.00 to 3.00% by mass
  • Fe 0.01 to 0.50% by mass
  • Mn 0.80 to 1.50% by mass
  • Zn 0.5 to 2.0 by mass.
  • Cu 0.05 to 0.50% by mass
  • Zr 0.05 to 0.30% by mass
  • Ti 0.01 to 0.30% by mass.
  • the molten aluminum alloy 1 composed of the balance Al and the unavoidable impurities is housed in the gutter 8.
  • the molten metal 1 housed in the gutter 8 is supplied between the twin rolls 5a and 5b rotating at a peripheral speed v (mm / min) through the nozzle tip 4.
  • the molten metal temperature needs to be controlled to be 20 to 80 ° C. higher than the liquidus temperature of the aluminum alloy material.
  • the molten metal 1 of the aluminum alloy material comes into contact with the water-cooled twin rolls 5a and 5b and begins to solidify, and finally becomes an aluminum alloy material having a plate thickness of t (mm).
  • the plate thickness is cast in the range of 3 to 12 mm.
  • the condition is that the relationship between the roll diameter D (mm) and the roll peripheral speed v (mm / min) at the time of casting is the equation (1).
  • Aluminum alloy material containing Si: 2.46% by mass, Fe: 0.196% by mass, Mn: 1.21% by mass, and further containing Zn: 1.483% by mass and Cu: 0.024% by mass. was manufactured so that the plate thickness was 6 to 7 mm by continuous double-roll casting shown in the above-described embodiment.
  • Table 2 shows an outline of Examples and Comparative Examples. In Table 2, in addition to the casting conditions, the L value by numerical analysis is also shown, and the result of the presence or absence of centerline segregation by observing the cross-sectional structure of the actually cast plate material is also shown.
  • Example (No. 1) when casting was performed at a casting temperature of 660 ° C., a roll diameter of 485 mm, and a roll peripheral speed of 500 mm / min, no centerline segregation was observed. In this case, the distance L obtained by the numerical analysis was 15.63 mm. The same result was obtained in Example (No. 2) in which only the casting temperature was changed from Example (No. 1).
  • Comparative Example (No. 5) when casting was performed at a casting temperature of 660 ° C., a roll diameter of 485 mm, and a roll peripheral speed of 640 mm / min, centerline segregation occurred remarkably. The same result was obtained in Comparative Example (No. 6) in which only the casting temperature was changed from Comparative Example (No. 5).
  • FIGS. 4a and 4b are cross-sectional tissue observation photographs of Example (No. 1) and Comparative Example (No. 5).
  • the horizontal direction of the paper surface in FIGS. 4a and 4b corresponds to the casting direction, and the vertical direction of the paper surface corresponds to the plate thickness direction.
  • No centerline segregation was confirmed in Example (No. 1) of FIG. 4a, and remarkable centerline segregation was confirmed in Comparative Example (No. 5) of FIG. 4b.
  • the distance L when casting is performed under various casting conditions for an aluminum alloy material having the same chemical composition as in Examples and Comparative Examples is shown as a calculation example. Since the casting conditions of the calculation examples (No. 7 to 10) are the conditions that the distance L is 20 mm or less, it is considered that the center line segregation can be reduced. On the other hand, since the casting conditions of the calculation examples (No. 11 to 19) are conditions in which the distance L is larger than 20 mm, it is considered that the centerline segregation becomes remarkable.

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Abstract

２．００～３．００質量％のＳｉと０．０１～０．５０質量％のＦｅと０．８０～１．５０質量％のＭｎとを含有する単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法であって、０．０５７＊ｖ＋０．００１６＊Ｄ≦３３．５４を満足する直径Ｄ（ｍｍ）のロールを周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）で回転させることによって厚さが３～１２ｍｍの板材を形成する双ロール鋳造式の連続鋳造を行う鋳造工程を含む。

Description

単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法
　本発明は、単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法に関する。
　双ロール式連続鋳造は、上下に配置された一対の冷却ロール（以下、双ロールと表記する。）間にアルミニウム等の溶融金属を供給し、当該双ロールに接触させることで凝固させることで板材を形成し、加えて、当該双ロールによる荷重印加によって凝固しつつある溶融金属を板材へと連続的に変形加工する方法である。
　双ロール連続鋳造による板材製造は、半連続鋳造と熱間圧延等を順に行って製造される一般的な板材の製造方法に比べ相対的に生産性は低いものの、溶湯から薄い板材を直接製造することができるため、熱間圧延工程を省略や簡素化でき、エネルギー低減に有効である。また、双ロール連続鋳造による板材製造では、鋳造時の板材の冷却速度が速いため、アルミニウム母相内に溶質元素を多量に過飽和固溶させることができる。さらに、その後の加工熱工程において、より多くの微細な析出物を析出させることができるため、接合加熱工程における板材中の結晶粒粗大化を低減することができ、また、材料の塑性変形時には転位移動を抑制するピン止め効果によって強度向上がはかられる。これらの観点から過去にも双ロール連続鋳造によってアルミニウム等の金属の薄い板材を得る試みがなされてきた。
特開２０１７－２５３７８号公報
　しかし、双ロール連続鋳造による板材製造においては、中心線偏析が発生しやすいという問題があった。
　双ロールによって冷却される過程で、溶融金属の凝固が進むにつれて、凝固した固相中で過飽和に固溶した溶質元素の一部が、固相側から凝固界面を通じて液相側に排出され、凝固界面付近の樹脂状晶間に濃化する偏析現像が発生する。
　これにより、最終凝固完了位置である板材の厚さ中心部（板厚中心部）では溶質元素が濃化する中心線偏析が発生し、同部では凝固収縮による空隙などの鋳造欠陥も発生する不具合がある。
　板材の板厚中心部付近に顕著な中心線偏析が発生すると、その後の圧延工程や、圧延工程後のコイルにも残存することとなる。コイル内部に残存した中心線偏析部は、溶質濃度が高く、アルミニウム母材部とは異なる組織であるため、ろう付け性を著しく低下させ、フィン材に加工した際にも、中心線偏析に起因する欠陥でクラックが発生しフィン破損に至ることもある。また、熱処理工程において、中心線偏析部の再溶融による体積膨張に伴うフクレ不良の発生もある。そのため、中心線偏析を低減する技術の適用が必要である。しかしながら、その溶質量の多さや範囲の広さのため、拡散現象を用いた熱処理等の適用では、中心線偏析を完全に除去することは困難である。
　本発明は、前記課題を背景としてなされたものであり、中心線偏析が低減されたアルミニウム合金材の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明のアルミニウム合金材の製造方法は、２．００～３．００質量％のＳｉと０．０１～０．５０質量％のＦｅと０．８０～１．５０質量％のＭｎとを含有する単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法であって、下記の式（１）を満足する直径Ｄ（ｍｍ）のロールを周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）で回転させることによって厚さが３～１２ｍｍの板材を形成する双ロール鋳造式の連続鋳造を行う鋳造工程を含む。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　前記のように構成したアルミニウム合金材の製造方法によって、中心線偏析を低減したアルミニウム合金材を得ることができる。本発明の発明者は、実際の鋳造結果及び数値解析によるエンジニアリングに基づいて、本発明のアルミニウム合金材の製造方法を確立した。
　前記の式（１）の導出に関して以下に説明する。上述のように、双ロール式連続鋳造による板厚中心部の中心線偏析は、固相中で過飽和に固溶した溶質元素の一部が、固相側から凝固界面を通じて液相側に排出され、凝固界面付で濃化することにより発生する。すなわち、中心線偏析は、ノズル先端部から双ロール間に供給されたアルミニウム溶湯の凝固が双ロールによる冷却によって開始した状態で双ロールの間を通過する際に、板厚中心部付近に残存した液相と固相とが共存する固液相領域の広さに起因する。結果として、板厚中心部における固液相領域の長さが、中心線偏析の有無や程度を支配することになる。つまり、板厚中心部における固液相領域の長さが長ければ、固液相領域にある時間も長くなるため、固相側からの溶質元素の排出量が多くなり、中心線偏析が顕著となる。逆に、板厚中心部における固液相領域が短ければ、固相側からの溶質元素の排出量が少なくなり、中心線偏析は軽微となる。ここでいう固液相領域とは、板厚中心部におけるアルミニウム溶湯の温度が、アルミニウム合金材の液相線温度となる位置（以下、液相線温度位置と表記する。）と固相線温度となる位置（以下、固相線温度位置と表記する。）との間の物理的な距離である。
　そこで、本発明の発明者は、数値解析を用いて、双ロール連続鋳造における板厚中心部の温度が、アルミニウム合金材の液相線温度以下かつ固相線温度以上となる距離を算出し、実際の鋳造試験による中心線偏析との相関関係を見出した。数値解析に適用したモデル体系及びモデル式を以下詳細に説明する。
　図１は、双ロール連続鋳造における板厚中心部の数値解析を行ったモデルの模式図を示す。数値解析範囲は、アルミニウム溶湯が双ロールと接触するノズル先端部からロール中心部まで、また、板厚ｔは６～７ｍｍとして、板幅中央部を想定した２次元の熱伝達方程式を基づいて数値解析を実施した。ここでは、数値解析範囲内のアルミニウム溶湯と板材の温度分布を計算し、液相線温度位置と固相線温度位置間の距離Ｌを数値解析で算出した。
　下記の式（２）に数値解析の基礎式として、熱伝導方程式を示す。なお、下記の式（３）は固相率の定義式である。ここで、ρＡ，ＣＡ，κＡ，Ｈ，ｆＳ，ＴＬ，ＴＳはアルミニウム合金材の物性値であり、アルミニウム合金材の化学組成から導出することができる。具体的に、ρＡ：密度、ＣＡ：比熱、κＡ：熱伝導度、Ｈ：潜熱、ｆＳ：固相率、ＴＬ：液相線温度、ＴＳ：固相線温度である。なお、アルミニウム溶湯及び板材は、双ロールを構成する上ロール５ａと下ロール５ｂの中心軸どうしを結ぶ線分の方向をｙ方向として、それと直交するｘ方向にノズルチップからロール間に向けて平行に移動する。ｘ方向は、鋳造方向を意味し、距離Ｌはｘ方向の距離を意味する。また、下記の式（２）において、比熱ＣＡは等価比熱法によるものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　アルミニウム溶湯が、ロール表面と接触する領域、いわゆる接触弧長域において完全に凝固が完了した場合における加工発熱ＱＨを考慮して、固相線温度位置からロール中心位置までの間の領域について数値解析を行った。加工発熱ＱＨは下記の式（４）によって得られる。ここで、σｙは板材の５００℃における降伏応力であり、ｈＯは出側板厚、ｈＳは凝固完了時の板厚、ｖはロール周速（ここでは鋳造速度に等しいとする）、ＬＳは板厚中心における固相線温度位置からロール中心位置までの距離、ＲＨはロールによる加工仕事の熱変換率である。また、ロール中心位置とは、双ロールを構成する上ロール５ａと下ロール５ｂの中心軸どうしを結ぶ線分の中点の位置である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　また、ロールとアルミニウム溶湯及び板材の間の熱伝達は下記の式（５）として関連付けられる。ここで、ＴＲはロール表面温度、ｈＲ－Ａはロール表面とアルミニウム溶湯及び板材の間の熱伝達係数である。下記の式（６）はロール内の熱伝導の基礎式を示す。ρＲ，ＣＲ，κＲはロールの物性値であり、具体的に、ρＲ：密度、ＣＲ：比熱、κＲ：熱伝導度である。なお、上ロール５ａと下ロール５ｂの直径Ｄ及び各物性値ρＲ，ＣＲ，κＲは同じである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　表１は、数値解析に用いた当該アルミニウム合金の物性値を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　数値解析より、各種の鋳造条件における双ロール連続鋳造により製造される板材の板厚中心部における液相線温度位置と固相線温度位置間の距離Ｌを算出した。図２に、数値解析結果の一例として、ロール直径Ｄとロール周速ｖが、距離Ｌに及ぼす影響を示す。なお、ロール直径Ｄとロール周速ｖは、単に直径Ｄと周速ｖと表記する場合もある。図２に示すように、ロール直径Ｄが小さいほど、また、ロール周速ｖが遅いほど、距離Ｌが小さくなる傾向が明白である。これらの結果を用いて、線形回帰により距離Ｌ（ｍｍ）をロール直径Ｄ（ｍｍ）と周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）の関数として、定式化すると下記の式（７）が得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　さらに、いくつかの鋳造条件において、実際の鋳造実験にてアルミニウム合金材を製造して、板厚中心部の中心線偏析有無を確認した。これらの偏析調査結果と、図２に示した数値解析結果より、板厚中心部にて中心線偏析発生を十分に低減できる距離Ｌとして２０ｍｍ以下が該当することが明らかとなった。よって、中心線偏析の発生しない条件として、下記の式（８）が得られる。下記の式（８）を変形したものが前記の式（１）および式（Ｃ１）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　なお、より好適な条件範囲を下記の式（９）によって規定できる。これは、距離Ｌが短いほど、板厚中心部の中心線偏析が発生し難いことによるもので、この距離Ｌを１６ｍｍ以下とすることができるロール直径Ｄと周速ｖの関係を示すものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　ここで、本発明に係る溶湯温度は、アルミニウム合金材の液相線温度より８０℃高温の温度以下に制御管理する必要がある。溶湯温度が高い場合には、板厚中心部に未凝固領域が残存し易くなり板厚中心部での欠陥を生じやすくなる。本発明の趣旨から、溶湯温度の下限値は定めなくてもよい。ただし、溶湯温度が低い場合は、ノズルチップ内での凝固発生による鋳造トラブルや、板厚が厚くなることで、双ロールによる変形抵抗が顕著となり設備負荷が増大するため、そのような見地から溶湯温度の下限値を定めてもよい。溶湯温度は、ヘッドボックスやノズルチップ直前の位置で測定し、そこでの温度が液相線温度よりも８０℃高温の温度以下になっていれば、ロール到達時の溶湯温度（鋳造温度）はそれ以下になっているとみなすことができる。なお、ヘッドボックスやノズルチップ直前の位置での好適な温度制御範囲は、アルミニウム合金材の液相線温度より２０～８０℃だけ高い温度となる。この温度域は、双ロール鋳造が安定して行い易い鋳造温度範囲である。
　また、１００ｍｍから１５００ｍｍまでがロール直径Ｄの好適な範囲である。ロール直径Ｄが小さい場合には、板材の冷却能力が十分でないため、板材を完全に凝固できすに湯漏れトラブルの発生等が生じ易い。また、ロール直径Ｄが１５００ｍｍを超える場合では、設備的に大がかり実用的ではない。工業的に広く利用されている５００ｍｍから１３００ｍｍの範囲がロール直径Ｄのより好適な範囲である。
　また、３００ｍｍ／ｍｉｎから７００ｍｍ／ｍｉｎまでがロール周速ｖの望ましい範囲である。ロール周速ｖが７００ｍｍ／ｍｉｎを超える場合では、ロールによる溶融金属の凝固が進む時間が短くなり、ロールから成長した凝固シェルの厚さが薄くなるとともに極端な場合は湯（溶融金属）漏れに至ることさえある。また、３００ｍｍ／ｍｉｎ以下のロール周速ｖの場合では、ロールから成長した凝固シェルの厚さが厚くなることでロールによる変形抵抗が顕著となり設備負荷が著しく増大する。また、溶融金属の流れが円滑でなくなるため、過度に遅いロール周速ｖはノズル内部から凝固が生じる原因にもなり得る。
　板厚ｔの好適な範囲は、３ｍｍから１２ｍｍである。板厚が３ｍｍ未満では、安定した板材の鋳造が行い難く、湯漏れトラブルや板切れが発生し易い。また、板厚ｔが１２ｍｍを超える場合には、双ロールによる変形抵抗が顕著となり設備負荷が著しく増大する。
前記のように、本発明によれば、中心線偏析が低減されたアルミニウム合金材の製造方法を提供できる。
図１は本発明の数値解析の模式図である。 図２は本発明におけるロール直径と周速、液相線温度位置と固相線温度位置の間の距離の関係を示す図である。 図３は本発明の双ロール連続鋳造方法の概略図である。 図４ａは本発明の実施例における板材の断面組織写真である。 図４ｂは本発明の比較例における板材の断面組織写真である。
　以下、本発明に係るアルミニウム合金の必須元素について説明する。ここで例示するアルミニウム合金材は、ろう材又は溶加材のような接合部材を使用することなく、材料自体から液相が染み出し接合に必要な液相を供給することで、他の部材に単層で加熱接合可能なアルミニウム合金材である。
　ＳｉはＡｌ－Ｓｉ系の液相を生成し、接合に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ添加量が２．０質量％未満の場合は充分な量の液相を生成することができず、液相の染み出しが少なくなり、接合が不完全となる。一方、Ｓｉ添加量が３．０質量％を超えるとアルミニウム合金材中の液相の生成量が多くなるため、加熱中の材料強度が極端に低下し、構造体の形状維持が困難となる。従って、Ｓｉ添加量を２．０～３．０質量％と規定する。なお、染み出す液相の量は体積が大きく、加熱温度が高いほど多くなるので、加熱時に必要とする液相の量は、製造する構造体の構造に応じて必要となるＳｉ添加量や接合加熱温度を調整することが望ましい。
　Ｆｅはマトリクスに若干固溶して強度を向上させる効果を有するのに加えて、晶出物や析出物として分散して特に高温での強度低下を防止する効果を有する。Ｆｅ添加量が０．０１質量％未満の場合、前記の効果が小さいだけでなく、高純度の地金を使用する必要がありコストが増加する。また、Ｆｅ添加量が０．５０質量％を超えると、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成し、製造性に問題が生じる。また、本接合体が腐食環境（特に液体が流動するような腐食環境）に曝された場合には耐食性が低下する。更に、接合時の加熱によって再結晶した結晶粒が微細化して粒界密度が増加するため、接合前後で寸法変化が大きくなる。従って、Ｆｅ添加量を０．０１～０．５０質量％とする。
　Ｍｎは、ＳｉやＦｅとともにＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、分散強化として作用し、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる重要な添加元素である。Ｍｎ添加量が１．５質量％を超えると、粗大金属間化合物が形成され易くなり耐食性を低下させる。一方、Ｍｎ添加量が０．８％質量未満では、前記の効果が不十分となる。従って、Ｍｎ添加量を０．８～１．５％質量以下とする。
　上述のように、本発明に係る製造方法で製造されるアルミニウム合金材は、接合加熱中の耐変形性の向上のために、必須元素として所定量のＳｉ，Ｆｅ及びＭｎを含有する。そして、強度を更に向上させるために、所定添加量のＺｎ，Ｃｕ，Ｚｒ及びＴｉから選択される１種又は２種以上が選択的添加元素として更に添加されてもよい。
　Ｚｎの添加は、犠牲防食作用による耐食性向上に有効である。Ｚｎはマトリクス中にほぼ均一に固溶しているが、液相が生じると液相中に溶け出して液相のＺｎが濃化する。液相が表面に染み出すと、染み出した部分におけるＺｎ濃度が上昇するため、犠牲陽極作用によって耐食性が向上する。また、本発明のアルミニウム合金材を熱交換器に応用する場合、本発明のアルミニウム合金材をフィンに用いることで、チューブ等を防食する犠牲防食作用を働かせることもできる。Ｚｎ添加量が２．０質量％を超えると腐食速度が速くなって自己耐食性が低下する。従って、Ｚｎ添加量を２．０質量％以下とする。
　Ｃｕは、マトリクス中に固溶して強度向上させる添加元素である。Ｃｕ添加量が、０．５０質量％を超えると耐食性が低下する。一方、Ｃｕ添加量が０．０５質量％未満では、前記の効果が不十分となる。従って、Ｃｕの添加量を０．０５～０．５０質量％とする。　
　ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系の金属間化合物として析出し、分散強化によって接合後の強度を向上させる効果を発揮する。また、Ａｌ－Ｚｒ系の金属間化合物は加熱中の結晶粒粗大化に作用する。添加量が０．３０質量％を超えると粗大な金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。よって、Ｚｒの添加量は０．３０質量％以下とする。好ましいＺｒの添加量は、０．０５～０．３０質量％である。
　Ｔｉは、マトリクス中に固溶して強度向上させる他に、層状に分布して板厚方向の腐食の進展を防ぐ効果がある。Ｔｉの添加量が０．３０質量％を超えると粗大晶出物が発生し、成形性、耐食性を阻害する。従って、Ｔｉの添加量は０．３０質量％以下とする。好ましいＴｉの添加量は０．０１～０．３０質量％である。
　本発明に係るアルミニウム合金材では、液相の特性改善を図ることにより接合性を更に良好にするために、前記必須元素及び選択的添加元素の少なくともいずれかに加えて、所定添加量のＭｇ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｓｒ，Ｂｉ，Ｎａ及びＣａから選択される１種又は２種以上を選択的添加元素として更に添加してもよい。
　このような元素としては、Ｍｇ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｓｒ：０．１％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｃａ：０．０５％以下の１種又は２種以上が必要に応じて添加される。これらの微量元素はＳｉ粒子の微細分散、液相の流動性向上等によって接合性を改善することができる。これらの微量元素は、前記の好ましい規定範囲未満では、Ｓｉ粒子の微細分散や液相の流動性向上等の効果が不十分となる場合がある。また、前記の好ましい規定範囲を超えると耐食性低下等の弊害を生じる。
　以下は、本発明の一実施形態を図３に基づいて説明する。本実施形態の双ロール連続鋳造機は、所定のロールギャップ６をもって上下に配置された水冷式の一対の双ロール５ａ、５ｂと、アルミニウム合金溶湯１を保持する樋８を備えている。樋８から供給されたアルミニウム合金溶湯１を受容するノズルチップ４は樋８の一端に設けられており、当該ノズルチップ４の先端部に上下に配置されて周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）で回転する双ロール（上ロール５ａ，下ロール５ｂ）が摺接する。上ロール５ａと下ロール５ｂのロール直径はＤ（ｍｍ）である。
　次に、本発明の実施形態のアルミニウム合金板材の製造方法について説明する。Ｓｉ：２．００～３．００質量％、Ｆｅ：０．０１～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～１．５０質量％を含有し、さらに、Ｚｎ：０．５～２．０質量％、Ｃｕ：０．０５～０．５０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．０１～０．３０質量％から選択される１種または２種以上を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる溶融アルミニウム合金の溶湯１を樋８に収容する。樋８に収容された溶湯１はノズルチップ４を通して周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）で回転する双ロール５ａ、５ｂの間に供給される。溶湯温度は、アルミニウム合金材の液相線温度より２０～８０℃だけ高温と制御する必要がある。アルミニウム合金材の溶湯１は、水冷された双ロール５ａ、５ｂに接触し凝固し始め、最終的に板厚ｔ（ｍｍ）のアルミニウム合金材となる。板厚は３～１２ｍｍの範囲にて鋳造する。但し、本発明におけるロール連続鋳造では、ロール直径Ｄ（ｍｍ）と鋳造時のロール周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）の関係が式（１）となる条件とする。
　以下、本発明の実施例と比較例を説明する。なお以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセス及び条件が本発明の技術的範囲を制限するものではない。
　Ｓｉ：２．４６質量％、Ｆｅ：０．１９６質量％、Ｍｎ：１．２１質量％を含有し、さらに、Ｚｎ：１．４８３質量％、Ｃｕ：０．０２４質量％を含有するアルミニウム合金材を、上述の実施形態に示す双ロール連続鋳造により板厚が６～７ｍｍとなるように製造した。表２は、実施例と比較例の概要を示す。表２では、鋳造条件のほか、数値解析によるＬ値も合わせて示し、さらに、実際の鋳造された板材の断面組織観察による中心線偏析有無の結果も示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　実施例（Ｎｏ．１）では鋳造温度６６０℃、ロール直径４８５ｍｍ、ロール周速５００ｍｍ／ｍｉｎにて鋳造を実施したところ、中心線偏析の発生は見られなかった。なお、この場合数値解析により得られた距離Ｌは１５．６３ｍｍであった。実施例（Ｎｏ．１）から鋳造温度のみを変えた実施例（Ｎｏ．２）も同様の結果であった。
　比較例（Ｎｏ．５）では鋳造温度６６０℃、ロール直径４８５ｍｍ、ロール周速６４０ｍｍ／ｍｉｎにて鋳造を実施したところ、中心線偏析が顕著に発生した。比較例（Ｎｏ．５）から鋳造温度のみを変えた比較例（Ｎｏ．６）も同様の結果であった。
　図４ａ、図４ｂは、実施例（Ｎｏ．１）及び比較例（Ｎｏ．５）の断面組織観察写真である。図４ａ、図４ｂの紙面横方向は鋳造方向に対応し、紙面縦方向は板厚方向に対応する。図４ａの実施例（Ｎｏ．１）では中心線偏析は確認されず、図４ｂの比較例（Ｎｏ．５）では顕著な中心線偏析が確認された。
　表２において、実施例及び比較例と同一の化学組成のアルミニウム合金材について、各種の鋳造条件で鋳造を行った場合における距離Ｌを計算例として示している。計算例（Ｎｏ．７～１０）の鋳造条件は、距離Ｌが２０ｍｍ以下となる条件であるため、中心線偏析を低減できると考えられる。一方、計算例（Ｎｏ．１１～１９）の鋳造条件は、距離Ｌが２０ｍｍよりも大きくなる条件であるため、中心線偏析が顕著となると考えられる。
１…アルミニウム合金の溶湯
２…アルミニウム合金の液相線温度位置
３…アルミニウム合金の固相線温度位置
４…ノズルチップ
５…双ロール（５ａ：上ロール、５ｂ：下ロール）
６…ロールギャップ
７…アルミニウム合金板材
８…樋
Ｌ…板厚中心部の液相線温度位置－固相線温度位置間の距離（ｍｍ）
Ｄ…ロール直径（ｍｍ）
ｖ…ロール周速（ｍｍ／ｍｉｎ）
ｔ…板厚（ｍｍ）

Claims (4)

  1. 　２．００～３．００質量％のＳｉと０．０１～０．５０質量％のＦｅと０．８０～１．５０質量％のＭｎとを含有する単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材の製造方法であって、
    　下記の（Ｃ１）式を満足する直径Ｄ（ｍｍ）のロールを周速ｖ（ｍｍ／ｍｉｎ）で回転させることによって厚さが３～１２ｍｍの板材を形成する双ロール鋳造式の連続鋳造を行う鋳造工程を含む、
    アルミニウム合金材の製造方法。
    　０．０５７＊ｖ＋０．００１６＊Ｄ≦３３．５４　　・・（Ｃ１）
  2. 　鋳造時の溶湯温度を液相線温度より２０～８０℃だけ高温とする、
    請求項１に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
  3. 　前記直径Ｄと前記周速ｖは下記の（Ｃ２）式を満足する、
    請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
    　０．０５７＊ｖ＋０．００１６＊Ｄ≦２９．５４　　・・（Ｃ２）
  4. 　前記アルミニウム合金材は、２．００～３．００質量％のＳｉと０．０１～０．５０質量％のＦｅと０．８０～１．５０質量％のＭｎとを必須的に含有し、０．５０～２．００質量％のＺｎと０．０５～０．５０質量％のＣｕと０．０５～０．３０質量％のＺｒと０．０１～０．３０質量％のＴｉの少なくとも一種を選択的に含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなる、
    請求項１～請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
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