(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成形要件が高い部材を製造するための、アルミニウム材料からなるストリップであり、ＡｌＭｇＳｉ合金の芯層と、片側または両側に配置され、非硬化型アルミニウム合金で作られた少なくとも１つの外側アルミニウム合金層とを有するストリップであって、
前記少なくとも１つの外側アルミニウム合金層はＴ４状態のＡｌＭｇＳｉ合金の前記芯層より低い引張強さを有し、Ｔ４状態において、前記ストリップは圧延方向と直角方向の均一伸びＡｇが２３％超、厚さが１．５ｍｍ〜１．６ｍｍであり、圧延方向と直角方向の曲げ試験において４０°未満の曲げ角度が達成され、前記少なくとも１つの外側アルミニウム合金層はＡＡ８ＸＸＸ系アルミニウム合金、ＡＡ８０７９またはＡ１２００からなることを特徴とする
ストリップ。
【請求項２】
Ｔ４状態の前記ストリップは均一伸びＡｇが２５％超であることを特徴とする、請求項１に記載のストリップ。
【請求項３】
Ｔ４状態の前記ストリップは降伏点Ｒｐ０．２が７０〜１４０ＭＰａであり、引張強さＲｍが１７０〜２２０ＭＰａであることを特徴とする、請求項１または２のいずれかに記載のストリップ。
【請求項４】
前記ストリップは圧延方向と直角方向の破断伸びＡ８０が少なくとも２７％、好ましくは少なくとも２９％であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載のストリップ。
【請求項５】
各々の場合の前記外側アルミニウム合金層の前記厚さは前記ストリップの最終厚の５〜１５％となることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載のストリップ。
【請求項６】
前記外側アルミニウム合金層は５０μｍ未満、好ましくは２５μｍ未満の平均粒度を有することを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載のストリップ。
【請求項７】
前記芯層はＡＡ６ＸＸＸ系合金、好ましくはＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１またはＡＡ６１８１のアルミニウム合金からなることを特徴とする、請求項１〜６のいずれかに記載のストリップ。
【請求項８】
自動車、航空機または鉄道の車両建設の部材、シャーシまたは構造部品もしくはパネルとしての、特に自動車工学における部材、シャーシ部品、外側もしくは内側パネルとしての、好ましくは車体構成要素としての、請求項１〜７のいずれかに記載のストリップから製造された薄板の使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形要件が高い部材を製造するための、アルミニウム材料からなるストリップ、ストリップの製造方法、および本発明によるストリップから製造された薄板の使用に関する。
【背景技術】
【０００２】
特に高い強度値を特徴とするだけでなく、同時に非常に優れた成形性を有し、かつ高度の変形を可能にするアルミニウム合金の金属薄板は、特に自動車の車両建設のみならず、他の用途分野、たとえば航空機製造または鉄道車両建設においても必要とされる。自動車の車両建設における典型的な用途分野として、車体部材およびシャーシ部材がある。目に見える塗装を施された部材、たとえば外部から見える車体金属薄板の場合、塗装後に歪み模様またはローピングなどの欠陥により外観が損なわれないように、材料の成形をさらに行なわなければならない。これは、たとえばボンネットおよび自動車の他の車体部材の製造にアルミニウム合金薄板を使用する際に特に重要である。一方で、アルミニウム合金に関する材料の選択は限定される。特に主な合金成分がマグネシウムおよびケイ素であるＡｌＭｇＳｉ合金は、Ｔ６状態で相対的に高い強度を有し、同時にＴ４状態で優れた成形性、および優れた耐食性も有する。ＡｌＭｇＳｉ合金には、ＡＡ６ＸＸＸ系合金、たとえばＡＡ６０１６系合金、ＡＡ６０１４系合金、ＡＡ６１８１系合金、ＡＡ６０６０系合金およびＡＡ６１１１系合金がある。従来、アルミニウムストリップは、圧延インゴットの鋳造、圧延インゴットの均質化処理、圧延インゴットの熱間圧延、および任意に熱間ストリップの冷間圧延を行うことによりＡｌＭｇＳｉ合金から製造される。圧延インゴットの均質化処理は、３８０〜５８０℃の温度で１時間超行われる。ストリップは、最終的な溶体化焼鈍作業が典型的には５００〜５７０℃の温度で行われ、その後焼入れされ、室温前後で少なくとも３日間自然時効されることにより、Ｔ４状態で供給することができる。焼入れ後１００℃〜２２０℃の温度で人工時効によってＴ６状態になる。
【０００３】
ＡｌＭｇＳｉ合金の熱間圧延したアルミニウムストリップには、粗大なＭｇ２Ｓｉ沈殿物が存在し、これが高度な成形により、その後の冷間圧延で破壊および微粉砕されることが問題となる。ＡｌＭｇＳｉ合金の熱間ストリップは通常、厚さ３〜１２ｍｍで製造され、大きな成形ひずみを伴う冷間圧延に供給される。従来の熱間圧延では、ＡｌＭｇＳｉ相が形成される温度範囲を非常にゆっくりと、すなわち熱間ストリップの巻き取り後に通過するため、こうした相が粗大に形成される。上記相を形成する温度範囲は合金によって異なる。しかしながら、温度範囲は５５０〜２３０℃、すなわち熱間圧延温度の範囲である。熱間ストリップのこうした粗大な相が最終製品の伸びにマイナスの影響を与えることは、実験的に証明することができた。これは、ＡｌＭｇＳｉ合金で作られたアルミニウムストリップの成形性がこれまで十分に生かされ得なかったことを意味する。
【０００４】
同一出願人に帰属する特許文献１では、ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップは熱間圧延最終パスから出た直後に最大１３０℃の温度を有し、この温度以下の温度で巻き取られる。この方法で熱間ストリップを焼入れすることにより、Ｔ４状態での破断伸びＡ８０が３０％を超えるか、または均一伸びＡｇが２５％を超えるＴ４状態のアルミニウムストリップを製造することができる。さらにＴ６状態でも、均一伸びＡｇおよび破断伸びＡ８０に関して非常に高い値が得られた。しかしながら、前記用途分野では、多くの場合、鋭角の曲げ加工およびフランジ加工を必要とするという問題がさらに生じる。曲げおよびフランジ加工ならびに高い成形性の要件を有する典型的な用途として、たとえば自動車のドアインナーパネルがある。曲げ試験では以前のＡｌＭｇＳｉ合金ストリップを用いても良好な結果が得られるとはいえ、特に前記用途を考慮すると、曲げ挙動がさらに改善されることが望ましいであろう。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】欧州特許出願公開第２ ２７０ ２４９（Ａ１）号
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【０００６】
これを踏まえて、本発明の目的は、成形要件が高い部材を製造するための、アルミニウム材料からなるストリップであって、曲げ挙動が改善されたストリップを製造することである。
【０００７】
本発明の第１の教示によれば、上記で概説した目的は、ストリップが、ＡｌＭｇＳｉ合金の芯合金と、片側または両側に配置され、非硬化型アルミニウム合金で作られた少なくとも１つの外側アルミニウム合金層とを含み、少なくとも１つの外側アルミニウム合金層はＴ４状態のＡｌＭｇＳｉ合金の芯層より低い引張強さを有し、Ｔ４状態のストリップは圧延方向と直角方向の均一伸びＡｇが２３％超、厚さが１．５〜１．６ｍｍ、曲げ試験において圧延方向と直角方向の曲げ角度が４０°未満であることで達成される。
【０００８】
驚くべきことに、ＡｌＭｇＳｉ合金の芯層と、Ｔ４状態の引張強さがＡｌＭｇＳｉ合金よりもより低く、非硬化型アルミニウム合金からなる、片側または両側に配置された少なくとも１つの外側アルミニウム合金層とを有するアルミニウム合金複合材料のストリップは、Ｔ４状態の曲げ挙動が非被覆ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップより大きく改善されることが明らかになった。好ましくは、外側アルミニウム合金層の破断伸びＡ８０は、再結晶状態において、すなわちＴ４状態においてもＴ４状態のＡｌＭｇＳｉ合金の芯合金層のそれより大きい。このストリップの鋭角の曲げ加工を行うと、達成可能な最大曲げ角度まで非常に平らで凹凸のない折り曲げ端部が得られる。以前から、たとえばフランジ加工時に必要とされる曲げでは、折り曲げ端の領域に割れまたは肌荒れが起きるという問題が生じた。より軟質な外側アルミニウム合金層が曲げ加工時の凹凸の「分散」を許容するため、ＡｌＭｇＳｉ合金の非被覆ストリップと比較してほぼ同じ機械的特性で非常に小さな曲げ角度が得られると推察される。外側層には、特にＡＡ８ＸＸＸ系、すなわちＡＡ８０１１、ＡＡ８００６、ＡＡ８０７９等の膜合金のみならず、ＡＡ１ＸＸＸ系、たとえばＡＡ１２００といった他の低合金アルミニウム合金、または０状態、すなわち、たとえば溶体化焼鈍および焼入れ後の再結晶状態の引張強さが１８０ＭＰａ未満であるＡＡ５００５系もしくはＡＡ５００５Ａ系のアルミニウム合金も使用することができる。圧延方向と直角方向の曲げ試験において４０°未満の曲げ角度が達成されると、たとえば自動車車両建設で使用中に製造されるストリップのフランジ加工および曲げの挙動が改善される。
【０００９】
自動車産業で認められた方法を使用して、達成可能な最大曲げ角度を判定した。曲げ試験では、ストリップから大きさ２７０ｍｍ×６０ｍｍの最初の試料を曲げ方向と直角方向に切り出し、曲げ線に垂直に、すなわち圧延方向に垂直に前伸長（pre-elongation, Vordehnung（英、独訳））に供す。前伸長は１０％とする。次いで曲げパンチを介して直径３０ｍｍの２つのローラの間で試料を曲げる。ローラの間隔はストリップ厚さの２倍（表２）、さらに好ましくは試料のストリップ厚さの２倍に０．５ｍｍを加えた値（表３）とする。半径０．４ｍｍのパンチの曲げパンチで試料を曲げたとき、曲げパンチが試料を曲げる力を測定し、最大値を超え、この最大値から３０Ｎ低下させた後、曲げ工程を終了する。次いで曲げた試料の開口角を測定する。成形要件が高い部材の製造の曲げ挙動に関して信頼性の高い結論を得るため、試料の曲げ挙動は通常、圧延方向と直角方向に測定する。既に述べた通り、驚くべきことに、本発明によるストリップから製造された試料を用いると、従来の非被覆ＡｌＭｇＳｉ合金ストリップから製造された試料より曲げ角度を著しく小さくすることが可能であり、この点で部材、たとえばドアインナーパネルに加工しやすくすることができるが明らかになった。
【００１０】
本発明によるストリップの第１の実施形態によれば、Ｔ４状態のストリップが２５％を超える均一伸びＡｇを有することで、曲げ挙動のさらなる改善と、それに伴う用途分野の拡大とを達成することができる。
【００１１】
その後使用可能な最終製品に加工するためには、本発明によるストリップの優れた均一伸び特性だけでなく、Ｔ４状態のストリップが、７０〜１４０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０．２および１７０〜２２０ＭＰａの引張強さＲｍを有する場合、有利である。前記強度値によりまず、成形による、たとえば深絞り加工または曲げ加工による様々な部材の製造において、適切な剛性が確保される。さらに降伏点Ｒｐ０．２が７０〜１４０ＭＰａであるため、必要とされる成形力も中程度である。
【００１２】
本発明によるストリップの次の実施形態によれば、ストリップが少なくとも２７％、好ましくは少なくとも２９％の圧延方向と直角方向の破断伸びＡ８０を有することで、さらに多様な成形も達成することができる。
【００１３】
本発明によるストリップのさらに有利な実施形態によれば、片側または両側に配置された外側アルミニウム合金層の厚さは、それぞれの場合、ストリップの最終厚の５〜１５％である。ＡｌＭｇＳｉ合金の芯合金層の成形特性および強度特性により製造方法およびその後の製品特性が実質的に決定されるので、これにより硬化性芯合金の利点が確実に利用される。
【００１４】
さらに、本発明によるストリップのさらなる実施形態によれば、達成可能な最大曲げ角度に達するには、外側アルミニウム合金層が５０μｍ未満、好ましくは２５μｍ未満の平均粒度を有する場合に有利である。外側アルミニウム合金層の粒子が微細であるほど、達成可能な曲げ角度は小さくなることが見出され得る。
【００１５】
さらなる実施例によれば、少なくとも１つの外側アルミニウム合金層がＡＡ８０７９系のアルミニウム合金からなる場合、たとえば曲げ挙動に最適な影響を与える特に粒子の微細なアルミニウム合金層を製造することができる。アルミニウム合金ＡＡ８０７９は以下の重量％の合金成分：
０．０５％≦Ｓｉ≦０．３０％、
０．７％  ≦Ｆｅ≦１．３％、
Ｃｕ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．１０％、
ならびに、残部Ａｌ、および個別に最大０．０５、合計で最大０．１５％の不可避不純物を有する。ＡＡ８０７９は、アルミニウム合金ＡＡ８０１１およびＡＡ８００６と同様に典型的な膜合金である。
【００１６】
別の代替の実施形態によれば、少なくとも１つの外側アルミニウム合金層は、以下の重量％の合金成分：
Ｓｉ≦０．３％、
Ｆｅ≦０．４５％、
Ｃｕ≦０．０５％、
Ｍｎ≦０．１５％、
０．７％  ≦Ｍｇ≦１．１％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦０．２０％、
ならびに、残部Ａｌ、および個別に最大０．０５％、合計で最大０．１５％の不可避不純物を有するＡＡ５００５Ａ系のアルミニウム合金からなる。
【００１７】
このアルミニウム合金は、ＡｌＭｇ１とも呼ばれ、第１にアルミニウム複合材料の強度の若干の改善を達成し、さらに特に自動車車両建設に使用される他のアルミニウム材料との適合性がある。
【００１８】
本発明によるストリップの次の実施形態によれば、芯層はＡＡ６ＸＸＸ系アルミニウム合金、好ましくは、ＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１またはＡＡ６１８１からなる。すべてのＡＡ６ＸＸＸ系合金の一般的な特徴は、Ｔ４状態での高い伸びの値のため成形挙動が特に高いこと、または使用Ｔ６状態、特に２０５℃／３０分での人工時効後の高い強度または降伏点を特徴とする。
【００１９】
ＡＡ６０１６系アルミニウム合金は、以下の重量％の合金成分：
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％、
１．０％  ≦Ｓｉ≦１．５％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．２％、
Ｍｎ≦０．２％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％の不可避不純物を有する。
【００２０】
マグネシウム含有量が０．２５重量％未満の場合、構造的用途に対応するアルミニウムストリップの強度が低すぎる一方、マグネシウム含有量が０．６重量％を超えると成形性が悪化する。ケイ素をマグネシウムと組み合わせると、実質的にアルミニウム合金の焼入性が得られ、したがって、たとえば塗料焼き付け後の各用途において達成され得る高強度も得られる。Ｓｉ含有量が１．０重量％未満の場合、アルミニウムストリップの焼入性が低下するため、各用途で達成され得る強度がやや低下する。Ｓｉ含有量が１．５重量％を超えると、硬化挙動が改善されない。Ｆｅの比率は、粗大な沈殿物を防止するために最大０．５重量％に限定すべきである。銅含有量を最大０．２重量％に制限すると、とりわけ特定の用途におけるアルミニウム合金の耐食性が改善される。マンガン含有量は０．２重量％未満であれば、比較的粗大なマンガン沈殿物が形成される傾向が低下する。クロムを用いると微細な微細構造が確保されるが、この場合も粗大な沈殿物を回避するため、クロムは０．１重量％に限定しなければならない。一方、マンガンが存在すると、本発明によるアルミニウムストリップの割れ傾向または焼入れ感度を低下させることにより溶接性が改善する。亜鉛含有量が最大０．１重量％まで低下すると、目的の用途におけるアルミニウム合金または完成薄板の耐食性が特に改善される。これに対し、チタンを用いると鋳造におけるより微細な造粒が確保されるが、アルミニウム合金の優れた可鍛性を確保するには最大０．１重量％に制限すべきである。
【００２１】
ＡＡ６０６０系のアルミニウム合金は、以下の重量％の合金成分：
０．３５％≦Ｍｇ≦０．６％、
０．３％  ≦Ｓｉ≦０．６％、
０．１％  ≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．１％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．１０％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％の不可避不純物を有する。
【００２２】
正確に事前設定されたマグネシウム含有量と、第１の実施形態と比較して減少したＳｉ含有量、および厳密に規定されたＦｅ含有量とを組み合わせると、本発明による方法を用いた熱間圧延後にＭｇ２Ｓｉ沈殿物の形成を特に十分に防止することができるアルミニウム合金が得られるため、従来法で製造された薄板と比較して伸びの改善および高い降伏点を有する薄板を製造することができる。合金成分Ｃｕ、ＭｎおよびＣｒの上限が比較的低いことで、本発明による方法の効果が増大される。ＺｎおよびＴｉの上限の効果については、アルミニウム合金の第１の実施形態に関する記載を参照されたい。
【００２３】
ＡＡ６０１４系アルミニウム合金は、以下の重量％の合金成分：
０．４％  ≦Ｍｇ≦０．８％、
０．３％  ≦Ｓｉ≦０．６％
Ｆｅ≦０．３５％、
Ｃｕ≦０．２５％、
０．０５％≦Ｍｎ≦０．２０％、
Ｃｒ≦０．２０％、
Ｚｎ≦０．１０％、
０．０５％≦Ｖ  ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％の不可避不純物を有する。
【００２４】
ＡＡ６１８１系アルミニウム合金は、以下の重量％の合金成分：
０．６％  ≦Ｍｇ≦１．０％、
０．８％  ≦Ｓｉ≦１．２％、
Ｆｅ≦０．４５％、
Ｃｕ≦０．１０％、
Ｍｎ≦０．１５％、
Ｃｒ≦０．１０％、
Ｚｎ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％の不可避不純物を有する。
【００２５】
ＡＡ６１１１系アルミニウム合金は、以下の重量％の合金成分：
０．５％  ≦Ｍｇ≦１．０％、
０．７％  ≦Ｓｉ≦１．１％、
Ｆｅ≦０．４０％、
０．５０％≦Ｃｕ≦０．９０％、
０．１５％≦Ｍｎ≦０．４５％、
Ｃｒ≦０．１０％、
Ｚｎ≦０．１５％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌ、および合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％の不可避不純物を有する。合金ＡＡ６１１１は原則として、銅含有量が高いため使用Ｔ６状態でより高い強度値を有するが、より腐食を受けやすいと考えるべきである。
【００２６】
記載したアルミニウム合金はすべて、様々な用途に応じてその合金成分を明確に適合させる。既に述べたように、本発明による方法により製造されたこれらアルミニウム合金のストリップは、Ｔ４状態において特に高い均一伸びの値を有すると共に、たとえば特に２０５℃／３０分での人工時効後に降伏点の顕著な上昇を有する。これは、Ｔ４状態の溶体化焼鈍後に加熱処理を施したアルミニウムストリップにも当てはまる。
【００２７】
本発明の第２の教示によれば、アルミニウム複合材料からストリップを製造するための方法の上記で概説した目的は、圧延インゴットをＡｌＭｇＳｉ合金から鋳造し、圧延インゴットに均質化処理を行い、圧延インゴットの少なくとも片側または両側にクラッド層を設け、設けたクラッド層と一緒に圧延インゴットを熱間圧延温度にし、熱間圧延し、次いで任意に最終厚に冷間圧延し、さらに完成圧延ストリップを溶体化焼鈍し、焼入れし、少なくとも１つのクラッド層はＴ４状態でＡｌＭｇＳｉ合金の芯層より低い引張強さを有する非時効硬化性アルミニウム合金からなり、熱間圧延最終パスから出た直後の熱間ストリップは最大２５０℃の温度、好ましくは最大２３０℃の温度、特に好ましくは、２３０〜２００℃の温度を有し、熱間ストリップはこれ以下の温度で巻き取られるということで達成される。原則としてストリップは２００℃未満の温度までさらに冷却してもよい。加えて、本ストリップは、同時鋳造の使用によりアルミニウム複合材料から製造し、次いで本発明により熱間圧延することも考えられる。
【００２８】
熱間ストリップを焼入れすると、熱間圧延温度を使用する圧延クラッド加工後でも、特に高い破断伸び値Ａ８０、均一伸びの値Ａｇを有し、さらに外側アルミニウム合金層のため、曲げ挙動も改善された熱間ストリップの特に好ましい微細構造が得られることが示されている。熱間圧延最終パスから出た直後の熱間ストリップの温度域は、１３５℃〜２５０℃にわたり、アルミニウム複合材料の製造においても高い生産速度と同時に優れた加工の信頼性を可能にする。
【００２９】
本発明による方法のさらなる実施形態によれば、加工信頼性の高い冷却は、少なくとも１つのプレート冷却器およびそれ自体にエマルジョンを充填した熱間圧延パスを用いて熱間ストリップを巻取温度に焼入れするということで達成される。プレート冷却器は、アルミニウム合金ストリップに圧延用エマルジョンを噴霧する冷却または潤滑ノズルの配列からなる。プレート冷却器は、圧延された熱間ストリップを熱間圧延前に圧延温度に冷却し、より高い製造速度を達成できるようにするため熱間圧延ミルの中に存在してもよい。
【００３０】
本発明による方法のさらなる実施形態によれば、熱間圧延中の冷却工程の前、特に最後から２番目の熱間圧延パスの前の熱間ストリップの熱間圧延温度が少なくとも２３０℃、好ましくは、４００℃を超える場合に、焼入れした熱間ストリップにおいて特に小さなＭｇＳｉ沈殿物が生成され得る。これら温度では、合金成分マグネシウムおよびケイ素の大部分がアルミニウムマトリックス中に溶解状態で存在するためである。この熱間ストリップの有利な状態は、好ましくは最後の２つの圧延パス内で行われ、焼入れによりある程度行われる冷却工程の開始前の特に４７０℃〜４９０℃の温度で達成される。
【００３１】
本発明による方法のさらなる実施形態によれば、最後から２番目の圧延パス後の熱間ストリップの熱間圧延温度は２９０〜３１０℃である。こうした温度では第１に沈殿物を十分に生じさせることでき、同時に第２に、最終圧延パスが問題なく行われ得ることが明らかになっている。次の有利な実施形態によれば、出口での熱間ストリップは２３０〜２００℃の温度を有するため、アルミニウム複合材料で作られた完成ストリップのＴ４状態の特性を劣化させることなく、熱間圧延において最大加工速度を達成することができる。
【００３２】
本発明による方法のさらなる実施形態によれば、完成圧延アルミニウムストリップに加熱処理を施して、溶体化焼鈍および焼入れ後のアルミニウムストリップを１００℃超に加熱し、次いで巻き取り、５５℃を超える、好ましくは８５℃を超える温度で時効させる。本方法のこの実施形態は、低温での加温段階の短い自然時効の後に行われ、Ｔ６状態のストリップまたは薄板を得ることができ、Ｔ６状態で部材として形成されるストリップまたは薄板が用途に使用される。この急速硬化アルミニウムストリップをわずか２０分間約１８０℃の温度にするだけで、Ｔ６状態でより高い降伏点の値を達成することができる。
【００３３】
完成熱間ストリップの厚さは３〜１２ｍｍ、好ましくは、５〜８ｍｍであり、したがって冷間圧延には従来の冷間圧延ミルを使用することができる。
【００３４】
本発明による方法のさらなる実施形態によれば、本発明によるストリップの芯層は、ＡＡ６ＸＸＸ系のアルミニウム合金、好ましくは、ＡＡ６０１４、ＡＡ６０１６、ＡＡ６０６０、ＡＡ６１１１またはＡＡ６１８１からなり、外側アルミニウム合金層は、ＡＡ８ＸＸＸ系合金、ＡＡ８０７９、ＡＡ１ＸＸＸ、ＡＡ１２００、ＡＡ５００５またはＡＡ５００５Ａからなる。それぞれの合金系の利点については、上記の記載を参照されたい。様々な厚さの外側アルミニウム合金層、および／または、様々なアルミニウム合金層からなる外側アルミニウム層の両方を使用してもよいことは明らかである。さらに、アルミニウム合金複合材料において前記合金系を組み合わせると、Ｔ４状態において非常に高い成形能と良好な曲げ挙動とが同時に得られる。
【００３５】
最後に、本発明の第３の教示によれば、上記で概説した目的は、自動車、航空機または鉄道の車両建設の部材、シャーシまたは構造部品もしくはパネルとして、特に自動車工学における部材、シャーシ部品、外側もしくは内側パネルとして、好ましくは車体構成要素として本発明によるストリップから作られた薄板の使用により達成される。上記で既に説明したように、アルミニウム材料の本発明によるストリップは、その非常に優れた成形特性、特に圧延方向と直角方向の極めて高い均一伸びＡｇのみならず、前記用途で起こる、特にフランジ折り曲げで起こる、本発明によるストリップに関する極度の曲げ角度を達成できることをも特徴とする。さらに、部材の小さな半径も実現しやすくすることができる。
【００３６】
次に、図面と共に実施例を参照しながら以下に本発明をより詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】本発明による方法の実施例の順序を模式的に示す。
【図２】バーカー氏液により陽極酸化し、偏光をかけた、本発明によるストリップの研磨した縦断切片である。
【図３】曲げ試験を行うための実験構成の斜視図である。
【図４】圧延方向に対する曲げ試験の実施時の曲げパンチの構成の斜視図を模式的に示す。
【図５】さらなる実施例による曲げ試料の曲げ角度の測定を模式的に示す。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
図１ａ〜図１ｅは最初に、ａ）圧延インゴットを製造および均質化する工程、ｂ）圧延インゴットにクラッド層を設ける工程、ｃ）圧延インゴットの熱間圧延または圧延クラッドを行う工程、ｄ）冷間圧延を行う工程、およびｅ）溶体化焼鈍して焼入れする工程を含む、本発明によるストリップを製造するための、本発明による方法の実施例のフローダイヤグラムを模式的に示す。
【００３９】
最初に、以下の重量％の合金成分：
０．２５％≦Ｍｇ≦０．６％、
１．０％  ≦Ｓｉ≦１．５％、
Ｆｅ≦０．５％、
Ｃｕ≦０．２％、
Ｍｎ≦０．２％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦０．１％、
Ｔｉ≦０．１％、
ならびに、残部Ａｌおよび合計で最大０．１５％、個別に最大０．０５％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１を鋳造する。
【００４０】
加えた合金成分が特に圧延インゴット中で均一に分布するように、こうして製造された圧延インゴットを炉２にて均質化温度５５０℃で８時間均質化処理する（図１ａ）。次に図１ｂは、アルミニウム合金層１ａおよび１ｂが、熱間圧延により圧延インゴットに溶接できるように、圧延インゴット１に設けられているのを示す。アルミニウム合金層１ａおよび１ｂは、たとえば溶体化焼鈍後の０材料状態（Ｔ４状態に相当）で引張強さＲｍがＡｌＭｇＳｉ合金層のそれより低い、すなわち、たとえば１８０ＭＰａ未満であるＡＡ８０７９またはＡＡ５００５Ａ系アルミニウム合金からなる。しかしながら、他のアルミニウム合金、たとえば、ＡＡ１ＸＸＸ系合金、たとえばＡＡ１２００など他の低合金アルミニウム合金も外側アルミニウム合金層として考えられる。
【００４１】
図１ｃに示す本発明による実施例において、設けたアルミニウム合金層またはクラッド層を有する圧延インゴット１を、熱間圧延ミル３でリバースさせて熱間圧延する。圧延インゴット１は熱間圧延中に４００〜５５０℃の温度を有する。この実施例では熱間圧延ミル３から出た後、最後から２番目の熱間圧延パスの前まで、熱間ストリップ４は、好ましくは少なくとも４００℃、好ましくは、４７０〜４９０℃の温度を有する。好ましくは、この熱間ストリップの温度で、プレート冷却器５および熱間圧延ミル３のワークロールを用いて熱間ストリップ４を焼入れする。たとえば、熱間ストリップはここで、熱間圧延最終パスの前に２９０〜３１０℃の温度まで冷却されるため、これは、安全かつ容易に行うことができ、熱間ストリップはさらに冷却してもよい。この場合プレート冷却器５は、概略のみを示してあるが、冷間圧延エマルジョンを噴霧し、熱間ストリップが前記温度まで確実に冷却されることを促進する。熱間圧延ミルのワークロールにもエマルジョンを充填し、熱間圧延最終パスで熱間ストリップ４をさらに冷却する。本実施例では最終圧延パスの後、熱間ストリップ４はプレート冷却器５’の出口で２３０〜２００℃の温度を有し、その後この温度でリコイラ６にて巻き取られる。
【００４２】
熱間圧延最終パスから出た直後の熱間ストリップ４は１３５℃を超えて２５０℃まで、好ましくは、２００〜３３０℃の温度を有するか、あるいは任意にプレート冷却器および熱間圧延ミル３のワークロールを用いて最終の２つの熱間圧延パスで前記温度になるため、熱間ストリップ４は、巻取温度の上昇にかかわらず、結晶微細構造状態を有し、そのためＴ４状態の均一伸びの値Ａｇが２３％超、好ましくは、２５％超と非常に優れている。凍結微細構造状態にもかかわらず、熱間ストリップは、前記温度にて比較的高速で加工および巻き取りを行うことができる。熱間ストリップは、リコイラ６にて３〜１２ｍｍ、好ましくは、５〜８ｍｍの厚さで巻き取られる。この比較的低い巻取温度で粗大なＭｇ２Ｓｉ沈殿物が形成され得ないため、芯合金層は、特に有利な結晶状態を有し、したがって、たとえば冷間圧延ミル９を使用して非常に良好に冷間圧延し、リコイラ８にリコイルすることができる（図１ｄ）。
【００４３】
得られた冷間圧延ストリップ１１を巻き取る。その後、冷間圧延ストリップ１１に典型的には５００〜５７０℃の温度での溶体化焼鈍および焼入れ（１０）をする（図１ｅ）。このため、冷間圧延ストリップ１１をコイル１２から再度巻き戻し、炉１０内で溶体化処理および焼入れを行い、コイル１３にリコイルする。室温で自然時効してから、その後最大の成形性を有するＴ４状態のアルミニウムストリップを提供することができる。
【００４４】
あるいは、たとえばブレーキアンカープレートなどのシャーシ用途または部材用のため、アルミニウムストリップがより厚い場合、部分焼鈍を行い、後でその薄板を焼入れしてもよい。
【００４５】
１００℃〜２２０℃の人工時効により得られるＴ６状態では、本発明によるストリップはさらに高い降伏点の値を示すため、特に高い強度が達成される。人工時効は、たとえば２０５℃で３０分間行えばよい。ここに示した実施形態により冷間圧延後にアルミニウム合金複合材料から製造されるストリップは、たとえば０．５〜４．５ｍｍの厚さを有する。０．５〜２ｍｍのストリップ厚さは通常、車体用途に使用され、２．０ｍｍ〜４．５ｍｍのストリップ厚さは自動車車両建設のシャーシ部材に使用される。どちらの用途分野も、最終製品の使用状態Ｔ６では通常、薄板の非常に厳しい成形を行うにもかかわらず、高い強度が要求されるため、均一伸びの値の改善は、部材の製造において決定的な利点となる。さらに、既に前述したように特に小さな曲げ角度を可能にする、本発明によるストリップの曲げ性の改善ももたらされる。
【００４６】
曲げ挙動の改善を達成するには、外側アルミニウム合金層が５０μｍ未満、好ましくは２５μｍ未満の粒度を有する場合、有利である。本発明により製造されたストリップ１の実施例による、バーカー氏液による、研磨した縦断切片を大きく拡大して図２に示す。ここでＡＡ８０７９系アルミニウム合金により形成された外側アルミニウム合金層１ａは、芯合金層より非常に小さな粒度を有することは明らかである。この実施例では、約２０μｍの平均粒度が測定された。
【００４７】
図３は、最大曲げ角度を判定するための曲げ試験を実施する際の試験構成を斜視図で示す。試験は、ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ：Association of the German Automotive Industry, Verband deutscher Automobilindustrie（英、独訳））の規格２３８−１００に基づく。この場合の試験構成は、半径０．４ｍｍのパンチを有する曲げパンチ１４からなる。試料１５は以前に大きさ２７０ｍｍ×６０ｍｍで圧延方向と直角方向に切り出した。次に前伸長速度を２５ｍｍ／分およびフリークランピング長（free clamping length, freien Einspanlaenge（英、独訳））を１５０ｍｍとして１０％の前伸長で試料１５を圧延方向と直角方向に伸長させた。その後ここから、試料１５を大きさ６０×６０ｍｍに切り出し、曲げジグに取り付ける。図４に示すように曲げパンチ１４は圧延方向に平行にし、したがって曲げ線１８も圧延方向に平行にして、次に試料厚さの２倍（表２）の間隔または試料厚さの２倍に０．５ｍｍを加えた間隔（表３）で配置されたロール直径３０ｍｍの２つのローラ１６、１７の間に試料を力Ｆｂで押し付ける。曲げパンチ１４で試料１５を曲げながら、曲げ力Ｆｂを測定する。曲げ力Ｆｂが最大に達してから３０Ｎ低下させたとき、達成可能な最大曲げ角度になる。次いで試料１５を曲げジグから取り外し、曲げ角度を図５に示すように測定する。
【００４８】
典型的なＡｌＭｇＳｉ合金の代表として、合金芯１を芯合金層として使用した。その合金成分を表１に示す。さらに、２つの異なる外側アルミニウム合金層クラッド１、クラッド２を使用した。その組成も表１に示す。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
図１ａ〜図１ｅに記載した方法を考慮に入れて、ストリップを製造し、溶体化焼鈍した。表２に示す一連の試験では、溶体化焼鈍は、同様に圧延硬化された最終厚のストリップから切り出した薄板に塩浴を用いて実験室で行った。次いで試料を水槽にて焼入れし、７日間時効させた。これは、ほぼＴ４状態に相当し、連続ストリップ炉の使用による大量生産によっても達成される。
【００５１】
【表２】
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【００５２】
本発明による実施形態Ｅｒｆ１、Ｅｒｆ２、Ｅｒｆ３では、比較例ＶＧＬ１〜ＶＧＬ６と比較して、著しく小さな曲げ角度が達成されること、すなわち曲げた試料開口角が比較ストリップより著しく小さいことが表２から明らかである。本発明による合金ストリップクラッドにおける曲げ角度は、３６°〜３７．３°に達した。一方、クラッドのない比較例は、４４°を超える最小曲げ角度を示すにすぎなかった。本発明による実施形態の均一伸びＡｇは、クラッド層を両側に配置しても、依然として２４％超と極めて高かった。
【００５３】
【表３】
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【００５４】
表３は、全体として工業的に製造された本発明による実施形態の測定結果を示す。すなわち、この場合も試験Ｅｒｆ５〜Ｅｒｆ８のＴ４状態を達成させるための溶体化焼鈍工程を連続ストリップ炉において行った。表３に示した測定はすべて、厚さ１．５０ｍｍのストリップに対して、したがって表２の測定と比較して若干薄いストリップに対して行った。また、ストリップＥｒｆ５〜Ｅｒｆ８は、室温で１９日間時効させた。表３は比較のため、典型的には自動車工学に使用されるアルミニウム合金ＡＡ５１８２を示す。本曲げ試験では、表２とは異なり、測定される試料の厚さの２倍に０．５ｍｍを加えた値に相当する、変更されたロール間隔を選択した。この試験構成は、自動車工業において従来型のものであり、最小曲げ角度について非常に再現性のある測定結果を与える。比較例ＶＧＬ７の場合、達成され得た最小曲げ角度は６８．７°にすぎなかった。一方、本発明による実施形態では、最小３１．４°の曲げ角度を達成したため、たとえば自動車工学で行われること多いフランジ折り曲げ部を作るのに特に好適である。曲げ挙動の改善は、再結晶外側アルミニウム合金層が微粒子であるため、非常に均一な外観を有する折り曲げ端の外観に特に反映される。
【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図２】
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