JP7775449B2 - 成形のために最適化されたアルミニウム合金ストリップおよび製造のための方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金で製作されたアルミニウム合金ストリップ、該アルミニウム合金ストリップを製造するための方法およびその好ましい使用に関する。

特に、船舶、自動車および航空機建造における溶接構成要素または接合構成要素の建造向けにタイプＡＡ５ｘｘｘのアルミニウム－マグネシウム（ＡｌＭｇ）合金がシートまたはストリップの形で用いられる。これらアルミニウム－マグネシウム合金は、高い強度および３％を上回るマグネシウム含有量の場合の成形性の増加を理由とする、マグネシウム含有量の増加を特徴としている。このため、タイプＡＡ５ｘｘｘのアルミニウム－マグネシウム合金は、たとえば自動車建造において鋼で製作された材料をますます置き換えて行くことができ、したがって自動車のさらなる重量減少に寄与することができる。

３％を上回る、特に４％を上回るＭｇ含有量を有するタイプＡＡ５ｘｘｘのＡｌＭｇ合金は、高温に曝されたときの粒界腐食の傾向が増加して行く。７０～２００℃の温度において、β粒子と呼ばれ、腐食性媒質の存在下で選択的に溶解させることができる非貴Ａｌ_５Ｍｇ_３相が結晶粒界に沿って沈殿する。その結果、特に、非常に良好な強度特性と非常に良好な成形性とを有するタイプＡＡ５１８２のアルミニウム合金（Ａｌ ４．５％ Ｍｇ ０．４％ Ｍｎ）は、腐食性媒質、例えば湿気の形の水の存在を予想しなければならない場合には、熱に曝される表面において用いられない。このことは、通常は陰極浸漬塗装（ＣＤＰ）に付され、次に焼き付けプロセスにおいて乾燥される自動車の構成要素に特にあてはまる。この焼き付けプロセスが、既に、従来のアルミニウム合金ストリップ中の粒界腐食の増感の原因となり得るからである。さらに、自動車セクターにおける使用では構成要素の製造時の成形と後続の構成要素の作業負荷とを考慮しなければならない。

４重量％を上回るマグネシウム含有量を有し、自動車の構成要素に適するアルミニウム合金ストリップが、特許文献１から公知である。それは、高い強度を提供するにもかかわらず非常に良好な粒界腐食への抵抗を示す。しかし、粒界腐食に特に抵抗するタイプＡＡ５１８２のアルミニウム合金で製作されたこのアルミニウム合金ストリップの成形性は、改善され得ることが示された。

その結果、このアルミニウム合金ストリップの成形性についてのさらなる発展が特許文献２から公知である。この文献において、このアルミニウム合金ストリップは、ほとんど同一の合金概念で成形性が最適化された。両国際特許出願の主題は、タイプＡＡ５１８２のアルミニウム合金の規格内にある４．５０重量％の最大値までのＭｇ含有量を有するアルミニウムストリップである。
特許文献３は、少なくとも３μｍ以上の最大長さを有する２次相の２次相密度が決定された、タイプＡＡ５ｘｘｘのアルミニウム合金を開示している。
特許文献４は、焼鈍されたアルミニウム合金ストリップおよびそれらの製造のための方法を開示している。
特許文献５から、０．３μｍ～４μｍの円相当径を有する銅含有２次相の２次相密度が最大化された、軟化焼鈍されたアルミニウム合金ストリップが公知である。

今やタイプＡＡ５１８２のアルミニウム合金の規格の範囲内で必要な強度と耐食性との提供のような他の性能を劣化させることなく成形性を改善するためのさらなる潜在力があると判断された。成形性についての通常の重要な数値、たとえば均等伸び率Ａｇまたは破断点伸び率Ａ_８０ｍｍの値が、成形プロセスにおけるこれらアルミニウム合金シートの実際の使用に関しては十分に意味のあるものではないことが見いだされた。

規格ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２００４－２：２０２１－０７は、安全な成形プロセスを提供することができるように、成形プロセスにおけるアルミニウムシートの許容される主形状変化および副形状変化について評価を行うことを可能にする試験条件を指定している。この規格に準拠して決定される主形状変化および副形状変化は、絞り試験において成形されるシートの特定の挙動の特性を明らかにする成形限界変化曲線からの結果として得られる。成形限界変化曲線の提供は、絞り加工される部品および成形プロセスに依存して、形状変化図の決定のための欠陥絞り部品の形状変化解析によって実現される。

特定の幾何形状を有する試料において、変形されていない表面に正確な寸法を有する判定格子または推計パターンを貼り付けるかまたは光学的に投影する。次に、指定通りに切削された試料部品を、たとえば定義されたパンチを用いて正確に定められた行／列の形で中島法に準拠して割れるまで変形させ、その後、試験を中止する。本明細書において主形状変化ε１について示されるすべての値は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２００４－２：２０２１－０７による中島法に準拠する試験を参照する。主形状変化ε１は、本明細書においては１００ｍｍの幅を有する試料において決定される。示されるすべての値は、３つの試料からの平均値である。

他のすべての機械的パラメータは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２に準拠して測定される。材料の粒度は、常に分布の形で示されるので、粒度について示されるすべての情報は、平均粒度を指す。平均粒度は、ＡＳＴＭ Ｅ１３８２に準拠して決定することができる。

国際公開第２０１４／０２９８５３１（Ａ１）号 国際公開第２０１４／０２９８５６（Ａ１）号 特開２００１－３０３１６４（Ａ）号 国際公開第２０１６／２０７２７４（Ａ１）号 米国特許出願公開第２０２０／０１５７６６８（Ａ１）号

本発明の目的は、特に自動車の車体部品、好ましくは車体内装部品の製造のために必要な粒界腐食への抵抗に加えて、所要の強度および同時に改善された成形特性を提供するアルミニウム合金ストリップを提供することである。

本発明の第１の教示によれば、前記目的は、重量％で以下の組成、
Ｓｉ≦０．１０％、
Ｆｅ≦０．２５％、
０．２０％≦Ｍｎ≦０．３０％、
４．７２％≦Ｍｇ≦４．９５％、
Ｃｕ≦０．１０％、
Ｃｒ≦０．０２％、
Ｎｉ≦０．０１％、
Ｚｎ≦０．１０％、
Ｔｉ≦０．０４％、
残部はＡｌ、および個別で≦０．０５％、合計で≦０．１５％の不可避不純物、
を有するアルミニウム合金を有するアルミニウム合金ストリップであって、該アルミニウム合金ストリップは、１０００μｍ^２あたり２５０未満の平均２次相密度を有するアルミニウム合金ストリップを提供することによって実現される。

集中的な検討の間に、本発明者らは、上述のアルミニウム合金を有するアルミニウム合金ストリップにおいて、２次相密度を１０００μｍ^２あたり２５０未満に限定することにより、成形性の有利な増大を実現する一方で、同時に該アルミニウム合金ストリップの耐食性および機械的強度に関してタイプＡＡ５１８２のアルミニウム合金の利点を保持することができることを認識した。２次相とは、通常、Ａｌ_６Ｍｎ、α－Ａｌ（Ｆｅ、Ｍｎ）ＳｉおよびＭｇ_２Ｓｉである。本発明者らの発見によれば多数の２次相は成形挙動の制限をもたらし、たとえば車体部品の製造のための複雑な深絞りプロセスにおいて特に顕著である。特定の合金組成を同じく特定の製造プロセスと組み合わせて選ぶことにより、２次相密度を１０００μｍ^２あたり２５０未満の値に低下させることができた。

２次相密度、すなわち分散質の（表面）密度は、本明細書において以下のように光学顕微鏡法で決定される。調べられるアルミニウム合金ストリップの試料は一般に受け入れられている金属組織学的な方法を用いて埋め込まれ、長手方向断面の形で調製される。この断面を研削および研磨した後、試料は、硫酸とフッ化水素酸との希釈水溶液中で室温で１分間エッチングされる。この目的で、１００ｃｍ^３の１０％濃硫酸の溶液が６０ｃｍ^３の水と４０ｃｍ^３の５％フッ化水素酸とからなる１００ｃｍ^３の別の溶液と混合される。エッチング後、断面は、蒸留水ですすがれ、後続の光学顕微鏡検査のために乾燥される。行われたエッチングは、構造中の２次相を、それらの表面密度が光学顕微鏡において良好な正確さで決定され得るように明らかにする。十分な統計的妥当性を確実にするために、統計的に分布した最低１０の画像領域を測定領域としてオイルレンズを有する光学顕微鏡を用いて高倍率（１０００：１）で分析し、その結果、合計で少なくとも２０００の２次相が記録された。決定された２次相の合計数を、調べられたすべての測定領域の合計測定面積と対比すれば、２次相の表面密度すなわち２次相密度（面積あたりの数、たとえば１０００μｍ^２あたりの数で特定される）を生む結果となる。

本合金組成において、ケイ素含有量は、０．１０重量％の最大値まで低下した。ケイ素は、マグネシウム含有アルミニウム合金中の２次相としてα－Ａｌ（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓｉ沈殿物とＭｇ_２Ｓｉ沈殿物とを形成する。先に説明されたように、これらのものは、アルミニウム合金ストリップの成形性を損なう。したがって、好ましいケイ素含有量は、０．０８重量％の最大値である。

鉄は、主にいわゆる鋳造相中で結合するが、２次沈殿物の形成にも関与する。したがって、０．２５重量％の最大値、好ましくは０．２０重量％の最大値への鉄含有量の低下は、成形性の改善に寄与する。

マンガンは、典型的な分散質形成物質であり、それによって、分散質粒子は、金属結晶結合からの原子の置換の動きが起こることを効果的に妨げる。したがって、分散質は、所望の降伏強度の増大に寄与する。さらに、Ｍｎを含有する分散質は、アルミニウム合金ストリップの結晶粒度を制御する助けとなる。しかし、分散質粒子は、成形挙動を制限する。したがって、アルミニウム合金ストリップは、０．２０重量％～０．３０重量％のＭｎ含有量を有する。０．２０重量％未満のＭｎ含有量において、これらの分散質の強度増加効果は低下し、アルミニウム合金ストリップは、熱処理時に望ましくない結晶粒肥大化を示し得る。０．３０重量％を上回るマンガンの含有量において、分散は、材料の膨張をあまりにも妨げ、そのため成形挙動は最適でない。０．２０重量％≦Ｍｎ≦０．２６重量％で成形挙動の諸側面に合わせて最適化されたＭｎ含有量が提供され得る。

マグネシウムは、本発明によるアルミニウム合金中に４．７２重量％～４．９５重量％、好ましくは４．８０重量％～４．９２重量％の含有量で含有される。特にこれらのマグネシウム含有量で、強度を増大させる分散質形成物質の割合の低下にもかかわらず高い強度が実現されるだけでなく、同時に成形挙動が向上することが見いだされた。しかし、Ｍｇ含有量が高くなるほど、上記記載のように、粒界腐食への材料の過大な感度が生じる。

成形挙動を最適化するために、銅含有量も０．１０重量％の最大値に限定された。銅は、低い含有量でもアルミニウム合金ストリップの強度を増大させるが、低い含有量において一般的な腐食挙動の悪化も生じさせる。したがって、銅の好ましい含有量は、０．０７重量％の最大値、特に好ましくは少なくとも０．０２重量％かつ０．０４重量％未満である。

合金元素クロムは、非常に効果的な分散質形成物質であり、したがって本アルミニウム合金中に０．０２重量％、好ましくは０．０１重量％の最大値、特に好ましくは０．００８重量％の最大値の含有量で含有される。

同じことが、最も低い含有量において分散質粒子を形成する傾向に起因してニッケル含有量にもあてはまる。したがって、Ｎｉ含有量は、０．０１重量％、好ましくは０．００５重量％の最大値に低下する。

本アルミニウム合金ストリップの耐食性は、亜鉛によって悪影響を受け、亜鉛は、本アルミニウム合金中に０．１０重量％の最大値、好ましくは０．０１重量％の最大値、特に好ましくは０．００８重量％の最大値の含有量で含有される。

融解プロセスにおいて結晶粒微細化のために用いられるチタンは、０．０４重量％の最大値、好ましくは０．０２重量％の最大値に限定されなければならない。チタンも分散質を形成し、大きな濃度においては強く偏析する傾向があるからである。たとえば結晶粒微細化剤に由来するチタンは融解プロセスを支援し、したがって圧延インゴットの鋳造を改善するので、好ましくは０．００５重量％～０．０２重量％の最大値のチタン含有量が本アルミニウム合金中に提供される。この範囲のチタンは、融解特性と二次沈殿物の数との間の折り合いがつけられることを可能にする。

本アルミニウム合金ストリップの第１の実施形態によれば、本アルミニウム合金ストリップは、１０００μｍ^２あたり２２０未満、特に好ましくは１０００μｍ^２あたり２００未満の２次相密度を有する。本アルミニウム合金ストリップの製造プロセスに従って本アルミニウム合金元素を選ぶことにより、本アルミニウム合金ストリップ中の２次相密度のさらなる低下を実現することができることを示すことが可能であった。これらのアルミニウム合金ストリップは、成形挙動においてさらなる増大を示す一方で同時に高い機械的強度および良好な耐食性を提供した。

本アルミニウム合金ストリップは、微細構造状態ＯまたはＨ１１１において非常に良好な成形特性を有する。微細構造体状態Ｏは、最大の成形を可能にする再結晶化微細構造を特徴とする。状態Ｈ１１１においては、たとえばアルミニウム合金ストリップを延伸するかまたは歪を矯正することにより、状態Ｏにあるアルミニウム合金ストリップをわずかに固化させた。したがって、状態Ｈ１１１は、好ましくはアルミニウム合金シートの処理において用いられる。アルミニウム合金シートは、ここでは変形が少ないがそれでも特に高い成形値を実現するからである。

さらなる検討は、さらなる実施形態によれば本アルミニウム合金ストリップが１５μｍ～３０μｍの平均粒度を有することを示した。１５μｍ～３０μｍの粒度の場合に本合金組成を有するアルミニウム合金の耐食性は、車体用途のための要件を満たすことが見いだされた。同時に、粒度が小さくなると成形性の改善に寄与する。

本アルミニウム合金ストリップは、好ましくは、自動車建造における好ましい利用のために必要な寸法精度および表面品質を提供するために冷間圧延される。

冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップの最終厚さは、一実施形態によれば０．５ｍｍ～４ｍｍの最大値、好ましくは０．８ｍｍ～２．５ｍｍである。特に、これらの指定された厚さの範囲内で、本アルミニウム合金ストリップは、従来の成形プロセスおよびツールとの組み合わせで顕著に改善された成形特性を提供することができる。

本アルミニウム合金ストリップの次の実施形態によれば、それは、圧延方向に直角に１．０％未満、好ましくは０．９％未満のＡｅ値を有する。Ａｅ値は、降伏強度伸び計伸び率とも呼ばれる。Ａｅ値は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２に準拠して圧延方向に直角に測定され、％で指定される。アルミニウム合金ストリップのＡｅ値は、アルミニウム合金ストリップの成形時の、たとえば車体構成要素にとって好ましくないリューダース帯の形成に特徴的である。Ａｅ値が小さいほど少ないリューダース帯が発生する。圧延方向に直角に１．０％未満または、０．９％未満の値のとき、アルミニウム合金ストリップは、実質的にリューダース帯を含まないと称されることができる。

最後に、１．２ｍｍのシート厚さおよび１００ｍｍの試料幅ｂ）を有する本発明によるアルミニウム合金ストリップの実施形態は、中島法による試験においてＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２０００４－２に準拠して、０．２００より大きな平均主形状変化ε１を有する。この主形状変化値は、材料に適合した製造プロセスを考慮して２次相密度の低下を調整することによって、本発明によるアルミニウム合金ストリップにおいて実現することができた。中島による、１００ｍｍの試料幅ｂ）における主形状変化ε１は、絞りプロセスにおけるアルミニウム合金ストリップの微細構造の複雑な相互作用を単一パラメータにおいて反映し、これまでに実現されたタイプＡＡ５１８２の形状最適化アルミニウム合金ストリップの主形状変化ε１と比較して顕著な増大を示す。本明細書において特定されるすべての値について、１００ｍｍの試料幅の指定は、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２０００４－２（６．１．２試料幾何形状）の図２に準拠した軸方向に平行な逃げ部の長さａ）を有する試料の値ｂ）を指す。

同時に、さらなる実施形態によれば、本アルミニウム合金ストリップは、微細構造状態ＯまたはＨ１１１において圧延方向に直角に少なくとも１１５ＭＰａ、好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ_０．２を提供し、そのため、自動車建造における強度要件も本形状最適化アルミニウム合金ストリップによって満たされる。

粒界腐食に起因する本アルミニウム合金ストリップの質量低下は、１９５℃で４５分間の熱負荷後にＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠して測定して１３ｍｇ／ｃｍ^２～１９ｍｇ／ｃｍ^２である。この熱負荷は、構成要素が陰極浸漬塗装プロセス時に経験し得る最大熱負荷に対応し、したがって構成要素の以降の使用において腐食問題が予測されないことを示している。

本発明のさらなる教示によれば、本発明によるアルミニウム合金ストリップは、以下のステップ、
－ 以下の組成、
Ｓｉ≦０．１０％、好ましくは≦０．０８％、
Ｆｅ≦０．２５％、好ましくは≦０．２０％、
０．２０％≦Ｍｎ≦０．３０％、好ましくは０．２０％≦Ｍｎ≦０．２６％、
４．７２％≦Ｍｇ≦４．９５％、好ましくは４．８０％≦Ｍｇ≦４．９２％、
Ｃｕ≦０．１０％、好ましくはＣｕ≦０．０７％、特に好ましくはＣｕ＜０．０４％、
Ｃｒ≦０．０２％、好ましくはＣｒ≦０．０１％、特に好ましくはＣｒ≦０．００８％、
Ｎｉ≦０．０１％、好ましくはＮｉ≦０．００５％、
Ｚｎ≦０．１０％、好ましくはＺｎ≦０．０１％、特に好ましくはＺｎ≦０．００８％、
Ｔｉ≦０．０４％、好ましくはＴｉ≦０．０２％、
残部はＡｌ、および個別で≦０．０５％、合計で≦０．１５％の不可避不純物、
を有するアルミニウム合金からの圧延インゴットの鋳造、
－ ４８０℃～５５０℃において少なくとも０．５時間の圧延インゴットの均質化、
－ ３ｍｍ～６ｍｍのホットストリップ最終厚さまでの圧延インゴットの熱間圧延、
－ 最終厚さにおいて４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％の圧延度を有するアルミニウム合金ストリップの冷間圧延、
－ 連続炉中５００℃より高温、好ましくは５１０℃～５４０℃における仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップの軟化焼鈍、
を有する方法を用いて製造される。

２次相密度を左右する、本アルミニウム合金の前述の合金成分の特に重要な選択に加えて、該合金組成と関連して、前述の方法特性および、連続炉中５００℃より高温、好ましくは５１０℃～５４０℃における仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップの軟化焼鈍と関連して、４０％～６０％の最終厚さにおける冷間圧延の圧延度の選択が１０００μｍ^２あたりの低い２次相密度の提供を確実にする特徴を表すことが見いだされた。

本アルミニウム合金ストリップの製造のための本発明による方法のさらなる変化形によれば、熱間圧延後に以下の方法ステップ、
－ 最終厚さにおける最終冷間圧延度が４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％になるように決定された中間厚さまでの熱間圧延されたアルミニウム合金ストリップの冷間圧延、
－ ３００℃～５００℃におけるアルミニウム合金ストリップの中間焼鈍、
－ 最終厚さにおいて４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％の圧延度を有するアルミニウム合金ストリップの冷間圧延、
－ 連続炉中５００℃より高温、好ましくは５１０℃～５４０℃における仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップの軟化焼鈍、
が代わりに実行される。

アルミニウム合金ストリップが中間焼鈍ありで製造されたかまたはなしで製造されたかに関わらず、連続炉中の応力下の軟化焼鈍と組み合わされた最終厚さにおける最終冷間圧延は、驚くべきことに本アルミニウム合金ストリップの特性の特定の組み合わせを産み出すことが見いだされた。同時に、上記の温度における連続炉中の軟化焼鈍は、１５μｍ～３０μｍの結晶粒度を実現し、この結晶粒度は、対応して製造されたアルミニウム合金ストリップの驚くほど良好な耐食性に寄与するだけでなく成形特性も促進する。

本発明による方法のさらなる実施形態によれば、仕上げられたアルミニウム合金ストリップの連続炉における軟化焼鈍の継続時間は、５秒～３００秒の間であり、好ましくは１０秒～６０秒の間が目指される。指定された時間において、既に連続炉中で微細構造体の完全な再結晶化を実現させることができ、それによって継続時間もストリップのそれぞれの厚さに合わされる。

本方法のさらなる実施形態によれば、圧延インゴットの熱間圧延は、少なくとも４５０℃の開始温度における３０ｍｍ～４０ｍｍの厚さへの前圧延のステップと、３００℃～３５０℃の巻き取り温度におけるホットストリップ最終厚さへの仕上げ圧延のステップと、からなる。熱間圧延は、低い２次相密度を提供するという点で有利に最適化することができ、これらのパラメータに従うことによって安定したプロセス制御に寄与することが示された。

最後に、本発明によるアルミニウム合金ストリップは、好ましくは、自動車の車体内装部品、特にドア内装部品、ボンネット内装部品またはトランクカバー内装部品の製造のために用いられる。車体内装部品は、多くの場合、自動車車体構造を提供する比強度を提供するために複雑に成形される。これが、車体内装部品も高強度材料、たとえば問題のアルミニウム合金から製造される理由である。しかし、同時に、できるだけ少数の個別構成要素から車体内装部品を提供するために、これらのものを複雑に成形することも可能でなければならない。これは、接合技術という点で追加の作業ステップ、たとえば種々の構成要素を接合または溶接するステップを省く。同時に、車体内装部品は、腐食条件にも曝されるので良好な耐食性も要求される。

本アルミニウム合金ストリップは、これらの条件を特定の程度まで満たし、したがって本使用に最適である。

強度および耐食性の点でいかなる低下もない、本発明によるアルミニウム合金ストリップの最適化された成形挙動に起因して、本アルミニウム合金ストリップは、複雑に成形される車体内装部品の製造に最適に適している。

本発明は、図面と関連する例示的実施形態を用いて下記でさらに詳しく記載される。

本発明によるアルミニウム合金ストリップの製造方法の概略流れ図を示す。 図において、１００ｍｍ試料幅において中島法に準拠して測定された主形状変化ε１の関数としての２次相密度／１０００μｍ^２を示す。 自動車のドア内装部品、いわゆる「ホワイトボディ」の形のアルミニウム合金ストリップの典型的な使用を示す。 ２次相の合計数を評価するための本発明によるアルミニウム合金ストリップのエッチングされた断面表面を示す。

図１は、アルミニウム合金ストリップを製造するための方法の例示的実施形態の方法ステップおよび順序を概略的に示す。ステップ１において、たとえばＤＣ連続鋳造において以下の合金成分、
Ｓｉ≦０．１０％、好ましくは≦０．０８％、
Ｆｅ≦０．２５％、好ましくは≦０．２０％、
０．２０％≦Ｍｎ≦０．３０％、好ましくは０．２０％≦Ｍｎ≦０．２６％、
４．７２％≦Ｍｇ≦４．９５％、好ましくは４．８０％≦Ｍｇ≦４．９２％、
Ｃｕ≦０．１０％、好ましくはＣｕ≦０．０７％、特に好ましくはＣｕ＜０．０４％、
Ｃｒ≦０．０２％、好ましくはＣｒ≦０．０１％、特に好ましくはＣｒ≦０．００８％、
Ｎｉ≦０．０１％、好ましくはＮｉ≦０．００５％、
Ｚｎ≦０．１０％、好ましくはＺｎ≦０．０１％、特に好ましくはＺｎ≦０．００８％、
Ｔｉ≦０．０４％、好ましくはＴｉ≦０．０２％、
残部はＡｌ、および個別で≦０．０５％、全体で≦０．１５％の不可避不純物、
を有するアルミニウム合金から圧延インゴットが鋳造される。

圧延インゴットは、次に、方法ステップ２において均質化に付され、均質化は、一段階または複数段階で実行することができる。均質化時に、圧延インゴットの温度は、少なくとも０．５時間４８０℃～５５０℃に達する。次に、方法ステップ３において、圧延インゴットは、熱間圧延される。ホットストリップの最終厚さは、たとえば３ｍｍ～６ｍｍである。ホットストリップ最終厚さは、ホットストリップがその厚さを４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％の圧延度で最終厚さまで低下される熱間圧延の後で冷間圧延ステップ４だけが行われるように選ぶことができる。最終厚さにおいて冷間圧延されたアルミニウム合金ストリップは、次に、軟化焼鈍に付される。軟化焼鈍は、連続炉中で５００℃を上回る温度において、好ましくは５１０℃～５４０℃において行われる。

図１において同じく示されているように、熱間圧延されたアルミニウム合金ストリップがまずステップ４ａにおいて中間厚さまで冷間圧延される代替製造方法も用いることができる。中間厚さは、最終厚さにおける冷間圧延の最終圧延度が４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％になるように決定される。アルミニウム合金ストリップの中間焼鈍は、たとえばチャンバー炉中で少なくとも１．５時間、あるいはまた連続炉中で最大３００秒間、好ましくは３００℃～５００℃において実行される。ステップ４ｂにおける中間焼鈍は、好ましくは連続炉中で４００℃～５００℃において、あるいはチャンバー炉中で３３０℃～４５０℃において実行することができる。最終厚さにおけるアルミニウム合金ストリップの冷間圧延は、ステップ４ｃにおいて４０％～６０％、好ましくは５０％～６０％の圧延度で実行される。仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップは、次に、ステップ５において連続炉中で５００℃より高温、好ましくは５１０℃～５４０℃において軟化焼鈍される。

成形挙動試験における比較可能性を確実にするために、例示的実施形態および比較例の最終厚さが１．２ｍｍである中間焼鈍を実行することにより、この代替製造方法を用いて種々のアルミニウム合金ストリップを製造した。

表１は、種々の合金組成物を示し、すべての組成物は、残部としてのアルミニウムならびに個別で０．０５重量％の最大値、全体で０．１５重量％の最大値を有する不可避不純物を含有する。

比較例１、２および７は、例示的実施形態３～６と同じく、本発明によるアルミニウム合金組成を有する。

例示的実施形態１～７の製造パラメータを表２に特定している。圧延インゴットの均質化は、製造されたすべてのアルミニウム合金ストリップで同一であり、４８０℃～５５０℃で少なくとも０．５時間だった。少なくとも４５０℃の開始温度を用いる圧延インゴットの前圧延は、比較例１および７において３２ｍｍのシート厚さで終了した。本発明の例示的実施形態３～６は、３６ｍｍのシート厚さまで前圧延された。比較例１、２および７ならびに例示的実施形態３～６において、熱間圧延は、３００℃～３５０℃の巻き取り温度で３ｍｍ～６ｍｍのホットストリップ最終厚さにおいて終了した。

比較例７は、２０％の最終圧延度で１．５ｍｍの中間焼鈍厚さを基準にして冷間圧延され、比較例１は、最終厚さにおいて１４．３％の圧延度であった。比較例２は、最終厚さにおいて５０％の圧延度で製造され、連続炉中４００℃で３００秒軟化焼鈍された。比較例１は、同一の焼鈍プロセスを６０秒間の継続時間で受けた。

例示的実施形態３～６は、連続炉中で５００℃より高温、ここでは５３０℃で６０秒間焼鈍し、他のすべての例と同じく、次に空気中で急冷した。

試験の結果を表３に示す。比較例７ではＡｅ値を決定しなかった。成形のための通常の機械的特性値、本明細書においては均等伸び率Ａｇおよび破断点伸び率Ａ_８０ｍｍの比較は、比較例と本発明による例示的実施形態との間のなんらかの明白な差異を示す結果とならない。それでも、複雑な形状の構成要素の製造プロセスにおける比較例と例示的実施形態との成形挙動は、基本的に異なり、その違いは、微細構造中の差異に起因する。これは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２０００４－２に準拠して測定された、中島法による１００ｍｍ試料幅における主形状変化ε１に関する検討によって明らかに示される。

本発明による例示的実施形態３～６は、ここで比較例より９％～ほとんど２０％高い値を実現する。１００ｍｍ試料幅における主形状変化ε１の試験の結果は、２次相密度における１０００μｍ^２あたり２５０未満の顕著な減少によって材料に反映された。そのことによって、２次相密度は、上記の方法によって決定された。図２は、図において比較のために決定された値を示す。

図４は、本発明による例示的実施形態のエッチングされた長手方向断面表面を示す。断面を研削および研磨した後に、試料を硫酸とフッ化水素酸との希薄水溶液中で室温で１分間エッチングした。溶液は、１００ｃｍ^３の１０％濃硫酸からなり、硫酸とフッ化水素酸との１００ｃｍ^３の別の溶液と混合された。溶液は、６０ｃｍ^３の水と４０ｃｍ^３の５％フッ化水素酸とからなる１００ｃｍ^３の溶液からなった。エッチング後、長手方向断面を蒸留水ですすぎ、後続の光学顕微鏡検査のために乾燥した。エッチングは、２次相を明らかにする。

１０００：１の倍率において、オイルレンズを有する光学顕微鏡を用いて２次相を分析した。この方法によって少なくとも０．３９μｍの直径を有する物体を検出および計数することができる。用いたエッチングにおいて、実際の２次相は溶解し、食孔が残され、食孔のサイズは、溶解した２次相のサイズより顕著に大きい。この方法は、したがって、０．３９μｍの光学分解能より顕著に小さい２次相を検出するために用いることができる。走査電子顕微鏡検査で用いた光－光学方法の比較は、約５０ｎｍからの相を統計的に信頼性良く決定することができることを示した。検査したすべての測定領域の合計面積は、２０３３１μｍ^２だった。図４において、測定領域の一つを例として示す。

圧延方向に直角に１２０ＭＰａである例示的実施形態の降伏強度値は、自動車の車体内装部品用アルミニウム合金ストリップの好ましい利用への良好な適合性も示した。このことは、圧延方向に直角なＡｅ測定値にもあてはまり、このことは、リューダース帯のない０．７％および０．６％での成形をそれぞれ可能にする。

表３は、ＡＳＴＭ Ｅ１３８２に準拠して２０μｍ～２９μｍの本発明による例示的実施形態の平均粒度を与えた粒度測定の結果を示していない。表３は、ＡＳＴＭ Ｇ６７に準拠して１９５℃で４５分の熱処理後に測定した１３．８ｍｇ／ｃｍ^２～１８．８ｍｇ／ｃｍ^２の質量低下を示す腐食試験の結果も示していない。

最後に、図３は、シートがアルミニウム合金ストリップから分離され、ドア内装部品６の形の自動車の車体の内装部品が成形、たとえば絞りによって製造されたアルミニウム合金ストリップの好ましい使用を概略的に示す。これらは、通常、鋼から製造される。したがって、本発明によるアルミニウム合金ストリップは、同じ強度および耐食性を有する改善された成形挙動に起因して、好ましくは車体内装部品の製造のために用いられる。

Claims (15)

1. 質量％で以下の組成、
   Ｓｉ≦０．１０％、
   Ｆｅ≦０．２５％、
   ０．２０％≦Ｍｎ≦０．３０％、
   ４．７２％≦Ｍｇ≦４．９５％、
   Ｃｕ≦０．１０％、
   Ｃｒ≦０．０２％、
   Ｎｉ≦０．０１％、
   Ｚｎ≦０．１０％、
   Ｔｉ≦０．０４％、
   残部はＡｌ、および個別で≦０．０５％、合計で≦０．１５％の不可避不純物、
   を有するアルミニウム合金から成るアルミニウム合金ストリップであって、
   前記アルミニウム合金ストリップは、２５０／１０００μｍ^２未満の平均２次相密度を有し、前記平均２次相密度は、少なくとも１０の測定領域において、調べられたすべての測定領域の合計測定表面に対して決定された２次相の合計数からの結果である、
   アルミニウム合金ストリップ。
2. 前記アルミニウム合金ストリップの前記アルミニウム合金の１種類または複数種類の合金成分は、質量％で以下の含有量、
   Ｓｉ≦０．０８％、
   Ｆｅ≦０．２０％、
   ０．２０％≦Ｍｎ≦０．２６％、
   ４．８０％≦Ｍｇ≦４．９２％、
   Ｃｕ≦０．０７％、または＜０．０４％、
   Ｃｒ≦０．０１％、または≦０．００８％、
   Ｎｉ≦０．００５％、
   Ｚｎ≦０．０１％、または≦０．００８％、
   ０．００５％≦Ｔｉ≦０．０２％、
   を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
3. 前記アルミニウム合金ストリップは、２２０／１０００μｍ^２未満、または２００／１０００μｍ^２未満の平均２次相密度を有することを特徴とする、請求項１または２に記載のアルミニウム合金ストリップ。
4. 前記アルミニウム合金ストリップは、微細構造状態ＯまたはＨ１１１を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
5. 前記アルミニウム合金ストリップは、ＡＳＴＭ Ｅ１３８２に準拠して測定された１５μｍ～３０μｍの平均粒度を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
6. 前記アルミニウム合金ストリップは冷間圧延され、かつ任意選択として、０．５ｍｍ～４ｍｍの厚さを有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
7. 前記アルミニウム合金ストリップは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２に準拠して圧延方向に直角に１．０％未満、または０．９％未満のＡｅ値を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
8. １．２ｍｍのシート厚さの前記アルミニウム合金ストリップは、中島法による試験において、１００ｍｍの試料幅でＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ １２０００４－２に準拠して０．２００より大きな平均主形状変化ε１を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
9. 前記アルミニウム合金ストリップは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２に準拠して圧延方向に直角に少なくとも１１５ＭＰａ、または少なくとも１２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップ。
10. 請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップを製造するための方法であって、
    前記方法は、以下のステップ、
    － 以下の組成、
    Ｓｉ≦０．１０％、または≦０．０８％、
    Ｆｅ≦０．２５％、または≦０．２０％、
    ０．２０％≦Ｍｎ≦０．３０％、または０．２０％≦Ｍｎ≦０．２６％、
    ４．７２％≦Ｍｇ≦４．９５％、または４．８０％≦Ｍｇ≦４．９２％、
    Ｃｕ≦０．１０％、またはＣｕ≦０．０７％、またはＣｕ＜０．０４％、
    Ｃｒ≦０．０２％、またはＣｒ≦０．０１％、またはＣｒ≦０．００８％、
    Ｎｉ≦０．０１％、またはＮｉ≦０．００５％、
    Ｚｎ≦０．１０％、またはＺｎ≦０．０１％、またはＺｎ≦０．００８％、
    Ｔｉ≦０．０４％、またはＴｉ≦０．０２％、
    残部はＡｌ、および個別で≦０．０５％、合計で≦０．１５％の不可避不純物、
    を有するアルミニウム合金からの圧延インゴットの鋳造、
    － ４８０℃～５５０℃において少なくとも０．５時間の前記圧延インゴットの均質化、
    － ３ｍｍ～６ｍｍのホットストリップ最終厚さまでの前記圧延インゴットの熱間圧延、
    － 最終厚さにおいて４０％～６０％、または５０％～６０％の圧延度を有する前記アルミニウム合金ストリップの冷間圧延、および
    － 連続炉中５００℃より高温、または５１０℃～５４０℃における仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップの軟化焼鈍、
    を有する方法。
11. 熱間圧延後に以下の方法ステップ、
    － 最終厚さにおける最終冷間圧延度が４０％～６０％、または５０％～６０％になるように決定された中間厚さまでの前記熱間圧延されたアルミニウム合金ストリップの冷間圧延、
    － ３００℃～５００℃における前記アルミニウム合金ストリップの中間焼鈍、
    － 最終厚さにおいて４０％～６０％、または５０％～６０％の圧延度を有する前記アルミニウム合金ストリップの冷間圧延、
    － 連続炉中５００℃より高温、または５１０℃～５４０℃における仕上げ圧延されたアルミニウム合金ストリップの軟化焼鈍、
    が代わりに実行される、請求項１０に記載の方法。
12. 仕上げられたアルミニウム合金ストリップの前記連続炉における前記軟化焼鈍の継続時間は、５秒～３００秒の間であることを特徴とする、請求項１０または１１に記載の方法。
13. 前記圧延インゴットの熱間圧延は、少なくとも４５０℃の開始温度における３０ｍｍ～４０ｍｍの厚さへの前圧延のステップと、３００℃～３５０℃の巻き戻し温度におけるホットストリップ最終厚さへの仕上げ熱間圧延のステップと、からなることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
14. 自動車の車体内装部品を製造するための、請求項１に記載のアルミニウム合金ストリップの使用。
15. 前記自動車の車体内装部品は、ドア内装部品、ボンネット内装部品またはトランクカバー内装部品である、請求項１４に記載のアルミニウム合金ストリップの使用。