(57)【要約】本発明は、熱間加工後、例えば熱間ミルによる熱間圧延または熱間押し出し成形によって溶体熱処理条件で維持できるCuを添加配合したAA5000系合金に関する。本発明の時効硬化性アルミニウム合金の製造は、以下の工程を有する。（ａ）質量％で以下の成分からなる組成の合金を鋳造する工程。マグネシウム：１．０〜４．０銅：０．１〜０．６マンガン：０．８以下鉄：０．５以下ケイ素：０．３以下クロム：０．１５以下チタン：０．１５以下残部：不可避的不純物を含むアルミニウム（ｂ）適宜、鋳造した合金を均質化する工程。（ｃ）少なくとも４００℃の初期温度で鋳造合金を熱間加工して中間生成体を生成し、この際、鋳造合金をそのソルバス温度より高い温度に維持した状態で熱間加工の少なくとも一部を実施する工程。（ｄ）少なくとも部分的に再生または再結晶化した構造が形成し、かつ合金の次の熱履歴時に相析出が発生する場合に、合金に時効硬化作用を与えるのに十分な銅を固溶体に保持できるような速度で熱間加工時、あるいは次の工程で中間生成体を冷却する工程。（ｅ）適宜、合金中に相を析出させる工程。本方法は、缶蓋素材および自動車用シートの製造に特に好適である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ａ）質量％で以下の成分からなる組成の合金を鋳造する工程と、
マグネシウム：１．０〜４．０
銅：０．１〜０．６
マンガン：０．８以下
鉄：０．５以下
ケイ素：０．３以下
クロム：０．１５以下
チタン：０．１５以下
残部：不可避的不純物を含むアルミニウム
（ｂ）適宜、鋳造した合金を均質化する工程と、
（ｃ）少なくとも４００℃の初期温度で鋳造合金を熱間加工して中間生成体を生成し、この際、鋳造合金をそのソルバス温度より高い温度に維持した状態で熱間加工の少なくとも一部を実施する工程と、
（ｄ）少なくとも部分的に再生または再結晶化した構造が形成し、かつ合金の次の熱履歴時に相析出が発生する場合に、合金に時効硬化作用を与えるのに十分な銅を固溶体に保持できるような速度で熱間加工時、あるいは次の工程で中間生成体を冷却する工程と、そして
（ｅ）適宜、合金中に相を析出させる工程とを有する時効硬化性アルミニウム合金の製造方法。
【請求項２】
上記合金が質量％で以下の組成からなる請求項１の方法。
マグネシウム：２．０〜４．０
銅：０．２〜０．５
マンガン：０．６以下、好ましくは０．５以下
鉄：０．１〜０．３
ケイ素：０．２以下
クロム：０．１５以下
チタン：０．０５以下
ホウ素または炭素：０．０１以下
残部：不可避的不純物を含むアルミニウム
【請求項３】
マンガン含有量が質量％で２．５〜４．０％である請求項２の方法。
【請求項４】
上記中間生成体が、実質的に完全に再生または再結晶化された構造を有する請求項１〜３のいずれか１項の方法。
【請求項５】
少なくとも４８０℃、好ましくは５００〜６００℃の温度で熱間加工前に鋳造合金を均質化処理し、鋳造合金中のマグネシウムおよび銅の実質的にすべてを固溶体化する請求項１〜４のいずれか１項の方法。
【請求項６】
適宜、合金のソルバス温度より高い温度、好ましくは少なくとも４５０℃に鋳造合金を再加熱しながら、鋳造合金を熱間加工して、存在するマグネシウムおよび銅の実質的にすべてを固溶体化する請求項１〜５のいずれか１項の方法。
【請求項７】
鋳造合金が４５０〜５８０℃の初期温度にあるときに、上記熱間加工工程を実施する請求項１〜６のいずれか１項の方法。
【請求項８】
上記合金がDC鋳造合金である請求項１〜７のいずれか１項の方法。
【請求項９】
適宜、巻回しながら、上記熱間加工鋳造合金を冷間圧延する工程を有する請求項１〜８のいずれか１項の方法。
【請求項１０】
上記熱間加工を押し出し成形によって実施する請求項１〜９のいずれか１項の方法。
【請求項１１】
上記熱間加工を熱間圧延によって実施する請求項１〜９のいずれか１項の方法。
【請求項１２】
上記熱間加工鋳造合金を５℃/分未満の冷却速度で冷却する請求項１〜１１のいずれか１項の方法。
【請求項１３】
上記熱間加工工程後、上記中間生成体の温度が上記合金のソルバス温度より高い温度になっている場合には、２℃/秒未満の冷却速度で上記中間生成体をこのソルバス温度未満の温度まで冷却する請求項１〜１２のいずれか１項の方法。
【請求項１４】
上記冷却を強制送風冷却によって実施する請求項１２または１３の方法。
【請求項１５】
上記熱間加工工程（ｃ）の後で、かつ上記冷却工程（ｄ）の前に、別なアニーリング工程を実施しない請求項１〜１４のいずれか１項の方法。
【請求項１６】
製品が、缶蓋素材である請求項１〜１５のいずれか１項の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間加工後、例えば熱間ミルによる熱間圧延または熱間押し出し成形によって溶体熱処理条件で維持できるCuを添加配合したAA5000系合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来のAA５０００系合金の場合、通常非加熱処理が可能な合金とみなされている。すなわち、時効硬化性とは考えられていない。特許文献１(EP-A-0773303)、特許文献２(EP-0616044)および特許文献３(EP-A-0645655)に開示されているように、これら合金にCuを添加配合すると、時効硬化性になる。ところが、これら公知の方法の場合、従来と同様な溶体処理が必要である。
【０００３】
本発明の新規な特徴は、ある種のCu-含有AA5000系合金の場合に、熱間圧延などの熱間加工時に、十分な溶体処理を実施すると、さらにコストのかかる溶体処理工程を使用せずに、合金を時効硬化性にできることである。これによって、特に缶蓋素材、自動車用シート材や、構造用材料などの押し出し成形品などをきわめて経済的に製造できるようになる。
【０００４】
特許文献４(EP-A-0605947)には、２つの連続操作工程を使用して、缶体用シートを製造することが開示されている。この場合、さらに、熱間コイル化シートを巻き出し、中間生成体を冷却せずに、シートを急冷し、シートを冷間圧延し、再コイル化処理する工程が必要であるが、本発明では、このような余分な工程は必要ない。
【０００５】
特許文献５(WO-A-99/39019)には、缶蓋や缶タブの素材を製造する方法が開示されている。この場合、熱間圧延後に、別な作業としてシートのアニーリングが必要であるが、本発明の方法では、これは必要ない。
【０００６】
特許文献６(WO-A-98/01593)には、アルミニウム合金製の缶体素材の製造方法が開示されているが、この場合も、上記と同様に別なアニーリング工程が必要である。
【０００７】
特許文献７(JP-A-100121179)には、炭酸飲料水用缶蓋を対象とするアルミニウム合金製シートが開示されているが、従来と同様に溶体熱処理が必要である。本発明では、このような処理は必要ない。
【０００８】
特許文献８(US-A-5655593)には、熱間ストリップを急冷して合金元素の析出を最小限に抑えるアルミニウム合金製シートの製造についての開示がある。この急冷は、本発明の取るところではない。
【０００９】
特許文献９(US-A-3464866)には、アルミニウム合金導体の製造方法が開示されているが、上記と同様に急冷を使用している。
【００１０】
【特許文献１】
欧州特許出願公開第0773303号明細書
【特許文献２】
欧州特許出願公開第0616044号明細書
【特許文献３】
欧州特許出願公開第0645655号明細書
【特許文献４】
欧州特許出願公開第0605947号明細書
【特許文献５】
国際公開第99/39019号パンフレット
【特許文献６】
国際公開第98/01593号パンフレット
【特許文献７】
特開平10-0121179号公報
【特許文献８】
米国特許第5655593号明細書
【特許文献９】
米国特許第3464866号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の目的は、缶素材、特に強度が強く、成形性が高い缶蓋素材（CES）を製造するのに特に好適であり、CESの製造コストを削減でき、缶蓋の性能、特にスコア線の耐腐食性を改善でき、かつ、缶蓋の軽量化に特に好適であり、さらには、別な溶体熱処理工程が必要ない時効硬化性アルミニウム合金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】
【００１２】
本発明は、
（a）質量％で以下の成分からなる組成の合金を鋳造する工程と、
マグネシウム：１．０〜４．０
銅：０．１〜０．６
マンガン：０．８以下
鉄：０．５以下
ケイ素：０．３以下
クロム：０．１５以下
チタン：０．１５以下、好ましくは０．０５以下
ホウ素：０〜０．０５、好ましくは０．０１以下
残部：不可避的不純物を含むアルミニウム
（ｂ）適宜、鋳造した合金を均質化する工程と、
（ｃ）少なくとも４００℃の初期温度で鋳造合金を熱間加工して中間生成体を生成し、この際、鋳造合金をそのソルバス温度より高い温度に維持した状態で熱間加工の少なくとも一部を実施する工程と、
（ｄ）少なくとも部分的に再生または再結晶化した構造が形成し、かつ合金の次の熱履歴時に相析出が発生する場合に、合金に時効硬化作用を与えるのに十分な銅を固溶体に保持できるような速度で熱間加工時、あるいは次の工程で中間生成体を冷却する工程と、そして
（e）適宜、合金中に相を析出させる工程とを有する時効硬化性アルミニウム合金の製造方法を提供するものである。
【００１３】
上記の熱間加工工程後、合金のソルバス温度より低い温度に中間生成体全体を保持することが好ましい。なお、合金のソルバス温度より高い温度に中間生成体が加熱されている場合には、２℃/秒未満の冷却速度で冷却を行なう。
【００１４】
なお、“合金のソルバス温度”は、所定の温度を意味し、この温度未満になると、平衡状態で、銅が固溶体から溶出し、析出物を形成する温度を意味する。この銅の溶出析出速度は、反応の速度論(kinetics)に依存するものである。
【００１５】
析出相が形成した場合、これはS相（AlCuMg相）かその準安定前駆体と考えられる。
【００１６】
鋳造する際には、DC鋳造を行なってインゴットを形成してもよく、あるいは例えばベルト式鋳造機または二本ロール鋳造機を使用して連続鋳造を行なってシートを形成してもよい。
【００１７】
鋳造合金、好ましくは均質化処理鋳造合金の場合押し出し成形できるが、缶素材を製造する場合には、一般的に熱間圧延を実施する。鋳造後の好ましい工程では、
適宜、少なくとも４８０℃、好ましくは５００〜６００℃の温度で鋳造合金を均質化処理し、鋳造合金中のマグネシウムおよび銅の実質的にすべてを固溶体化し、
適宜、合金のソルバス温度より高い温度、好ましくは少なくとも４５０℃に鋳造合金を再加熱しながら、適宜、鋳造合金を熱間圧延して、存在するマグネシウムおよび銅の実質的にすべてを固溶体化し、
少なくとも４００℃、好ましくは４５０℃〜５８０℃の圧延ミル供給温度で鋳造合金を熱間圧延し、
所望の厚さのシートに鋳造合金を連続圧延して、合金のソルバス温度より高い温度で圧下率の少なくとも一部を実施し、かつ圧延中にあるいはその後に、少なくとも部分的に再生または再結晶化された構造体が形成する十分遅い冷却速度ではあるが、十分な銅が固溶体に保持され、次の析出処理を実施するさいに時効硬化作用を与える十分速い冷却速度で合金を冷却し、そして
適宜熱間圧延シートを冷間圧延するとともに、適宜冷間圧延合金を時効硬化処理し、この際、好ましくは実質的な熱間圧延工程後に、圧延インゴットをそのソルバス温度未満の温度に常時維持する。
【００１８】
冷間圧延工程では、ミル通過時に金属温度を全体として約１００〜２００℃まで上げる。通常、冷間圧延後に、金属をコイル状に巻き取るが、大量であるため、室温までの冷却に長時間が必要である。この冷却時に、相が析出硬化するが、コイルを強制冷却する必要はない。しかしながら、もし必要であれば、冷却工程を付加することができる。所望に応じて、冷間圧延後に、再加熱を実施すれば、例えば合金中の冷間加工量を制御できる。この再加熱処理を合金のソルバス温度より高い温度で行う場合には、２℃/秒未満の冷却速度で冷却を実施するのが好ましく、変形を防止できる。あるいは、別な急冷段階を設ける必要がなくなる。
【００１９】
バッチ式DC鋳造法の代わりに、例えば、ベルト式鋳造や二本ロール鋳造で連続鋳造を実施することもできる。これら鋳造方法の場合、一般には５mm、時には２mmという薄さの薄いストリップを製造することができる。このような薄い鋳造ストリップの場合、ただちに冷却するため存在するCuおよびMgが固溶体化し、その状態を維持するので、熱間圧延前に均質化処理を実施してもよく、あるいは実施しなくてもよい。
【００２０】
直接押し出し成形または間接押し出し成形を利用して、鋳造合金を押し出し成形してもよい。好ましくは、上記のように均質化処理してから、室温まで冷却し、４００〜５００℃に再加熱して押し出し成形する。あるいは、鋳造合金を均質化処理温度から直接、所望の押し出し成形温度に冷却してもよい。
【００２１】
押し出し成形物は、空気中に放置するか、あるいは強制送風により冷却するのが好ましい。所望に応じて、押し出し成形物を合金のソルバス温度より高い温度に再加熱してから、２℃/秒未満の冷却速度で冷却してもよい。この再加熱処理は、組織制御および/または粒径制御に必要である。押し出し成形後、一般に、押し出し成形物を約１/２〜２％延伸してから、時効処理する。
【発明の効果】
【００２２】
本発明は、缶素材、特に強度が強く、成形性が高い缶蓋素材（CES）を製造するのに特に好適である。本発明の組成物と方法とを組み合わせて使用すると、現在使用されているAA5182系シートの製造に関する問題の多くを解決できるだけでなく、CESの製造コストを削減できる。また、缶蓋の性能、特にスコア線の耐腐食性を改善できる。また、本発明は、缶蓋の軽量化に特に好適である。即ち０．１５０mmまで薄くできる。
【００２３】
缶蓋素材を製造する好適な方法では、インゴットを鋳造し、これを均質化処理し、例えば２mmまで熱間圧延し、ストリップを形成する。本発明の重要な特徴は、別な溶体熱処理工程が必要ないことである。さらに、この工程を設ける場合でも、急冷の必要はない。例えば、水中に投入して急冷する必要はない。従って、冷却は、空冷（可能な場合には、強制送風）によればよい。巻き取ったコイルを次に目的の厚さに冷間圧延し、ラッカーを塗布する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明の必須元素の範囲は次の通りである（質量％で表記）。
【００２５】
マグネシウム：１．０〜４．０％、好ましくは２．０〜４．０％、より好ましくは２．５〜４．０％。
【００２６】
銅：０．１〜０．６％、好ましくは０．２〜０．５％、より好ましくは０．２〜０．４％。
【００２７】
マンガン：０．８％以下、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下。（なお、一部の合金の場合、好ましい最小Mn含量は０．１％である）。
【００２８】
鉄：０．５％以下、好ましくは０．１〜０．３％。
【００２９】
ケイ素：０．３％以下、好ましくは０．２％以下。
【００３０】
クロム：０．１５％以下、好ましくは微量。
【００３１】
チタン：０．１５％以下、好ましくは０．０５％以下。
【００３２】
ホウ素：０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下。
【００３３】
炭素：０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下。
【００３４】
鋳造合金の粒度を整えるために、TiB2またはTiCを使用することができるが、一般には併用しない。
【００３５】
以下、本発明を、添付図面を参照しながらより具体的に説明する。
【００３６】
まず、本発明の理論的根拠を説明する。
【００３７】
本発明では、基本的に、熱間圧延温度（例えば、２５０℃〜４００℃）からの冷却時に溶質を固溶状態に維持できる合金組成を選択する。次に、ストリップを処理し、強度を強化する析出硬化相を析出する。この析出相は、冷間変形時に導入された転位構造体に優先的に形成する。CESの場合、この冷間変形は、冷間圧延であり、押し出し成形物の場合には、延伸処理であり、またシートの場合には、製造時のシート成形である。
【００３８】
熱間加工時および次の冷却時に固溶体から溶質を溶出させる熱力学的な力が作用するが、核形成作用および拡散作用により、溶質の実質的な量が固溶体にとどまる。これが、“ｃ−曲線の鼻の回避”である。図１に、所定範囲のAl-Cu-Mg合金に関するソルバス温度の計算例を示す。図１から、上記温度より高い温度では、溶質が固溶体にとどまっていることが明らかである。このように、ストリップがこの温度かこの温度未満になるまで、溶質は固溶体から溶出を開始しない。なお、溶質が溶出し始めた場合でも、依然として十分な量の溶質が存在するため、次の処理工程でもかなりの強化作用を発揮するものである。
【００３９】
３Mg-0.4Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12Si合金（質量％）について、強度と成形性とのバランスを改善するために技術的に利用できる、析出相の核形成および成長に対する阻止要因があることを実証するために、伝導度を調べた。図２に、溶体熱処理を完全に行い、低温の水で急冷した、被等温時効処理材料の伝導度に対する等温時効処理の作用を示す。図２から、ソルバス未満の温度では、伝導度が高くなる（固溶体からMgとともにCuが溶出したことを示す）が、温度が低くなると、析出が困難になることがわかる。すなわち、ストリップをこれら温度まで十分急速に冷却できれば、溶質を固溶体中にとどめておくことができる。
【００４０】
また、転位が存在する場合には、伝導度上昇がさらに速くなる。これは、析出相がS-相（AlCuMg相）であるか、あるいは転位時に優先的に核形成することがよく知られているその準安定前駆体であると考えられるからである。これを実証するために、同じ合金について別な等温時効実験を行った。ただし、溶体熱処理後、低温水急冷および冷間圧延を実施した。これを添付の図３に示す。この場合、伝導度は数秒後に低下し始めた。これから、多数の転位が存在しない温度域で処理する重要性がわかる。というのは、これら高温で相の核が形成する場合には、相が比較的粗くなり、強化作用がほとんど認められないからである。図示の実施例は、時効処理の前に、ストリップを冷間圧延して、高い転位密度を導入した極端な例である。熱間変形の場合、一定の巨視的歪みレベルでは転位密度が低くなり、析出相の核形成点が少なくなる。
【００４１】
CESを製造する際に、コイル化時点かその前に、あるいはその後直ちに、熱間圧延シートが確実に再結晶化するように熱間圧延条件を選択する。シートを完全に再結晶化するのが好ましく、この結果転位密度が低くなる。圧延ミルを出るシートの最低温度を２５０℃、好ましくは２７０℃、さらに好ましくは３００℃に設定するか、および/またはシートがコイル状態あるいはコイル化時に再結晶化できるようにシートの冷却速度を十分に遅く設定すると、再結晶化が促進する。通常のミルの場合、コイル化温度は、圧延ミルの出口温度とほぼ同じである。ミルの後に別な冷却手段を設ける場合、最低コイル化温度は、上記の最低ミル出口温度の範囲から選択する必要がある。現実に許容できる冷却速度は、４００〜２００℃の温度範囲で０．１〜１０℃/分、好ましくは０．２〜５℃/分程度である。コイル化時に、例えばシートを急冷するために、シートを巻き出す必要はない。
【００４２】
３Mg-0.4Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12Si合金（質量％）について、再結晶化に必要な時間の目安を調べた。材料としては、溶体熱処理し、低温水急冷し、冷間圧延（５０％）したものを使用した。等温熱処理を行って、図４に示すように、再結晶化範囲を求めた。この図からわかるように、この変形処理後、約３２０℃を超える温度において数分以内で完全な再結晶化が可能である。なお、再結晶化速度論(kinetics)の正確な細部は、変形条件および材料のミクロ構造に依存するものである。
【００４３】
圧延ミルの出口温度を高くすると、ストリップまたはコイルの冷却時において、S-相またはその前駆体の析出が促進する。冷却速度を高くすると、この効果がなくなり、析出がなくなるが、出口温度を高くし過ぎると、必要な冷却速度が余りにも速くなり、現実的ではない。熱間圧延時において急速冷却を最大限に活かすためには、特にCu分およびMg分に富む合金については、ミル出口温度の上限を合金のソルバス温度より低く選択するのが好ましい。図１に、Mg含有量およびCu含有量の関数としてソルバス温度を示す。最大出口温度は３４０℃〜３６０℃の範囲から選択するのが好ましいが、一部の合金については、３８０℃以下の温度も可能である。
【００４４】
なお、再結晶化時のこれら合金に関するｃ−曲線の鼻の位置が合金組成とともに変化するが、これを認識することは重要である。例えば、図２に関して説明した合金の場合、曲線の鼻の位置は、約１００〜１，０００秒の時点で現れる。強度の弱い合金の場合、鼻の位置はより長い時間の方に移行し、強度の強い合金の場合には、鼻の位置はより短い時間の方に移行する。図２に示した時間は、AA7075、AA2017、AA6061やAA6063などの従来の時効硬化系における１〜１００秒に相当する。本発明の合金の場合、ソルバス温度未満の温度で、ストリップを冷却し、固溶体にCu(およびMg)を保持する時間がより長くなる。図２に示したこの好適な合金については、冷却速度が１℃/分、好ましくは５℃/分であれば、ｃ−曲線の鼻を避けるのに十分であり、次の加工時における実質的な時効硬化反応を得ることができる。この冷却速度は、例えば、コイルを強制送風によって冷却すると得ることができる。これらAl-Mg-Cu合金の溶体熱処理の従来技術では、別な溶体熱処理段が必要なだけでなく、ストリップを２℃/秒かそれ以上の冷却速度で急冷する必要がある。本発明では、これらはいずれも必要なく、これら合金の製造コストをその分削減できる。また、熱間加工工程後、また冷却工程前のいずれにおいても、別なアニーリング工程は必要ない。
【００４５】
次に、この溶質を使用して、続く熱力学的処理時に有用な析出硬化作用を得る。次のストリップの冷間（または温間）変形時に、転位密度を高くし、強化相の核形成位置を多くする。この変形処理は、本発明を適用するさい必ずしも必要ない処理である。というのは、これら組成の場合、速度を遅くしているにもかかわらず、転位がなくても、析出が発生することが知られているからである。析出相は、転位構造体に針状結晶または棒状結晶として形成するS-相と考えられる。CESの場合、この析出は、別な時効処理工程中、あるいは変形時における材料の熱履歴時、例えばストリップの圧延時に生じる。
【００４６】
上記のように、再結晶化を高速化し、冷却時に材料から転位を取り除くことが重要である。粒度を制御する補強元素として添加配合するMnについては、従って、できるだけその配合量を多くするのが望ましいが、Mnは、熱間圧延後、またはアニーリング時に再結晶化を阻害するので、ある条件下である合金について完全に結晶化させるためには、Mnを最大で０．４％添加配合する。多くの合金については、再結晶化シートの粒度制御を容易にするために、最小で少なくとも０．０５％のMn、好ましくは少なくとも０．１％のMnを合金に添加配合することが望ましい。再結晶化は、また、CESにおける結晶組織制御のためにも重要であるが、かなり高いレベルのイアリングを想定して缶工具作業を行う場合には、これは必要ないことがある。結晶組織の制御は、本発明の別な用途である自動車用シートの成形性にとっても重要である。
【００４７】
本発明で使用する組成の別な特徴は、合金中のFe量およびSi量を低く抑えることの重要性である。これにより、過剰な数の粗い構成粒子がシートに存在しなくなる。これら粒子は、凝固時に形成するもので、インゴットの均質化処理時に完全に固溶しない。また、これら粒子は圧延時に圧壊するが、存在自体が成形性に悪影響するものである。本発明は、従来のAA5182CESよりもすぐれた成形性を付与するため、ストリップは、これら元素が多量に存在しても耐性を示すため、コストを削減できる。また、SiおよびFeの添加配合レベルを高くできるため、リサイクルアルミニウムスクラップを多量に利用できる。これが、本発明のさらに別な重要な特徴になる。Feについては、0．5％以下、好ましくは０．３％以下合金に添加配合することができる。Feの添加配合量の下限は、コストによって決まるもので、０．１％未満ということはない。ケイ素については、０．３％以下、好ましくは０．２％以下添加配合することができる。
【００４８】
従来のAA5182CESと比較した場合、Mg分が少ない作用効果もあり、缶蓋に応力腐食割れ（SCC）が発生することが少なく、圧力式缶によくみられる応力負荷条件下における缶蓋の取り返しのつかない破裂が発生することも少なくなる。また、Mg分が低く、SCCに結びつくβ−相の析出が少ないため、本発明による缶蓋がこれら条件下で割れたり、破裂することが少なくなる。SCCの防止は、車体シートなどの他の多くの用途でも重要である。
【００４９】
CESの場合、現在AA5182で構成され、その強度は主に溶質硬化とひずみ硬化との組み合わせによるものである。このため、圧延処理が難しく、比較的製造コストが高くなる。
【００５０】
本発明に使用する合金は、圧延作業時には強度が低いが、製造プロセスの次の工程である熱処理工程でその強度を発揮する。従って、強度の低いシートを圧延できるだけでなく、所望のシート特性を最終的に実現できる利点がある。また、Mg分の多い、AA5182やAA5019Aなどの合金にみられる圧延性の低下（高い圧延負荷、圧延作業の難しさ）をみることなく、厚さを薄くできる高強度シートを製造することも可能である。
【００５１】
また、本発明は、材料を熱間圧延条件（Direct Hot Roll to Gauge）下で使用することによって、シートの溶体熱処理の必要性を潜在的に取り除いた、低コストの自動車用シートの製造にも適用できる。さらに、CESの場合のように、シートを冷間圧延により薄くでき、最後に連続アニーリング処理して、この用途に必要な成形性を付与できるとともに、溶質を固溶体化できる。アニーリング処理後に冷却を実施する場合には、冷却速度を十分に速くし、実質的にすべての溶質を固溶体化する。時効処理は、成形前後に、例えば、自動車部品の塗料ストーブベーキング時に別な作業として実施してもよい。
【００５２】
本発明のいくつかの実施態様を具体的実施例によって説明する。
【実施例１】
【００５３】
横断面が２２５mm×７５mmのDCインゴットとして以下の組成からなる合金を鋳造した。
【００５４】
マグネシウム：３．０質量％
銅：０．４質量％
マンガン：０．２５質量％
鉄：０．２０質量％
ケイ素：０．１２質量％
残部：不可避的不純物を含有するアルミニウム
鋳造時、インゴットを造粒精製しなかったため、Tiレベルは０．００１８％、Bレベルは０．０００１％未満であった。
【００５５】
これを２時間５４０℃（加熱速度５０℃/時間）で均質化処理してから、実験室規模の熱間圧延を実施し、厚さ６mmに圧延した。この圧延段での圧延温度はわずか約１００〜２００℃に過ぎなかったため、ストリップを再溶体熱処理して完全な結晶化を実施し、溶質を固溶体に戻した。これにより、溶質レベルを、（冷却前の）工業的熱間圧延時に得られるレベルにする。
【００５６】
次に、この厚さで異なる熱処理を実施した。ストリップを溶体熱処理（SHT）（５５０℃で５分間）してから、低温水急冷（CWQ）するか、あるいは溶体熱処理してから、３００〜３４０℃の範囲にある温度に空冷し、次に１℃/分の冷却速度で冷却した。この段階で伝導度を測定し、溶質がどの位固溶体に残っているかを求めた。これら条件については、実際の用途でみられる条件を想定している。ストリップ温度が合金のソルバス温度未満になるまで、S-相は析出せず、従ってCu（およびMg）が実質的に固溶体に存在していると考えられる。次に、熱間圧延の最後でストリップを急冷するか、あるいは好ましくはコイル化後に冷却する。このプロセスでの出発温度は３００〜３４０℃の範囲から選択し、代表的な初期冷却速度は１℃/分を選択する。ソルバス温度（合金については約３９０℃）とコイル化処理温度との温度範囲に非常に速く通す。これは、ストリップが例えば熱間タンデムミルの場合であり、従って、冷却材として作用する潤滑剤をストリップに塗布する。この段階は、溶体熱処理温度から空冷を使用して、シミュレーションした。
【００５７】
次に、ストリップを０．２４mmに圧延し、０．４℃/分の速度で１５０℃から周囲温度までコイルを冷却するシミュレーションを実施した。次に、２０５℃で３分間ラッカーを硬化するシミュレーションを実施した。処理の各段階で引っ張り試験を実施し、得られた結果について、実験室で処理した従来のAA5182CES材料の結果と比較した。
【００５８】
CES製造方法の実験室シミュレーションの各段階で、強度発現の効果についても調べた。２mmで溶体熱処理し、０．２０mmの厚さに圧延したこの合金に関する実施例を以下に示す。この合金の従来方法のシミュレーションを使用して、実験室で圧延したAA5182と比較する。下記表１に０．２％降伏強度を示す。圧延時点の強度はAA5182より低く、圧延が容易であることを示している。また、コイル化処理およびラッカーストーブベーキングのシミュレーション時の強度低下は小さく、析出硬化の作用硬化を示すものである。さらに、AA5182CESの場合、最も軟化する方向は、通常、シートの圧延方向に対して約４５°（約１０〜２０MPa軟らかい）であり、これによって、座屈圧力を制御できると考えられる。本発明では、所望の強度レベルを発生するのに必要な冷間圧下率のレベルは低く、従って最も弱い方向は、この値になると考えられる。従って、最善の場合を想定した場合、本発明の組成と製造方法を併用すると、既存のAA5182より強いほぼ４５MPaの強度レベルを実現できる。
【００５９】
【表１】
2004522854.tif 000002
【００６０】
下記表２に、伝導度の結果を示す。溶体熱処理段階での伝導度については、固溶体から溶質が溶出した場合３３．１から３５．０に上昇するが、３００℃から１℃/分の冷却速度で周囲温度まで材料を冷却した場合には、伝導度上昇はごくわずかである（０．３％対１．９％）ことがわかる。これは、これら冷却速度においても、かなりの量の溶質が固溶体に維持されていることを示す。
【００６１】
【表２】
2004522854.tif 000003
【００６２】
ラッカーストーブベーキング処理後の目的CES厚みにおいてこれら材料に発現した強度を下記表３に示す。この場合、シートは０．２４mmに圧延した。十分な溶質が固溶体に残存し、かなりの強度をCESに付与していることがわかる。また、曲げ試験の結果は、従来のAA5182CESと比較した場合、破損するまでの曲げ量に改善があることを示している。
【００６３】
【表３】
2004522854.tif 000004
【実施例２】
【００６４】
工業プラントでの加工を想定して、以下の組成からなる合金をDC鋳造した。
【００６５】
マグネシウム：２．９質量％
銅：０．４質量％
マンガン：０．１質量％
鉄：０．２０質量％
ケイ素：０．０８質量％
残部：不可避的不純物を含有するアルミニウムインゴットを鋳造し、粒度を整えた。
【００６６】
５４０℃でインゴットを均質化処理し、１−スタンド式リバースミルを使用して、３８mmの厚さに熱間圧延した。なお、この点の温度は約４８０℃であった。次に、３−スタンド式熱間タンデムミルを使用して、ストリップを２．５mmの厚さに熱間圧延した。本発明の両極端における作用効果を確認するために、２種類の異なるコイル化処理温度を与えるように条件を調節した。いずれの場合も、コイルを強制送風冷却し、コイルの外側部分で測定した冷却速度を約０．７℃/分に設定した。
【００６７】
２８０〜２９０℃の側壁温度を与えるように、低温のコイルを処理した。この場合、ストリップのミクロ構造は、ほとんど再結晶化していなかった。この結果、熱変形による既に存在していた転位構造により、溶質が固溶体からすぐ溶出していた。表４に示すこのストリップの伝導度から、％IACS値は、すべてが析出していた場合と同様であることがわかる。また、表４には、熱間圧延処理の最後で厚さが２．５mm金属のストリップを空気中で放冷する（約６０℃/分）ことによって得た伝導度を示す。これから、これら冷却速度では、かなりの量の溶質を固溶体に維持できることがわかる。
【００６８】
３３０〜３４０℃の側壁温度を与えるように、高温のコイルを処理した。表４から、この場合、強制送風冷却によりより多くの溶質が固溶体に残存していることがわかる。これは、高い冷却温度では、完全に再結晶化した粒子構造が得られるためである。冷却速度が速いと、固溶体中の溶質量がさらに高くなり、従来の溶体熱処理（SHT）/冷水急冷（CWQ）物に近くなる。これから、０．７℃/分の冷却速度の場合、銅の一部を固溶体に維持できるが、冷却速度をさらに速くした場合には、より多くの銅を固溶体に維持でき、しかも十分に再結晶化できることがわかる。このように、３３０℃未満の温度からコイルを強制送風冷却すると、同じような作用効果（即ち、より多くの溶質が固溶体に固溶する）を得ることができる。というのは、この場合にもまた、ｃ−曲線が実質的に消失するからである。強制送風冷却したコイルを０．２１６mmに冷間圧延し、圧延時の引っ張り降伏強度を測定したところ、３４７MPaであった。
【００６９】
冷却温度のこれら２つの限界点間では、熱間圧延処理終了時にさらに多くの溶質が固溶体に固溶した状態にあるため、さらに強度の高いシートが得られる。
【００７０】
【表４】
2004522854.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】Al-x%Mg-y%Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12SiにおけるS-相析出に関するソルバス温度の熱力学的計算例を示す図である。
【図２】溶体熱処理および冷水急冷後のAl-3Mg-0.4Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12Si合金の等温アニーリング時における伝導度変化（％IACS）を示す図である。
【図３】溶体熱処理、冷水急冷および冷間圧延後のAl-3Mg-0.4Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12Si合金の等温アニーリング時における伝導度変化（％IACS）を示す図である。
【図４】溶体熱処理、冷水急冷および冷間圧延後のAl-3Mg-0.4Cu-0.25Mn-0.2Fe-0.12Si合金の等温アニーリング時における時間および温度の再結晶化範囲への作用を示す曲線である。
【図１】
2004522854.tif 000006
【図２】
2004522854.tif 000007
【図３】
2004522854.tif 000008
【図４】
2004522854.tif 000009
【国際公開パンフレット】
2004522854.tif 000010
2004522854.tif 000011
2004522854.tif 000012
2004522854.tif 000013
2004522854.tif 000014
2004522854.tif 000015
2004522854.tif 000016
2004522854.tif 000017
2004522854.tif 000018
2004522854.tif 000019
2004522854.tif 000020
2004522854.tif 000021
2004522854.tif 000022
2004522854.tif 000023
2004522854.tif 000024
2004522854.tif 000025
2004522854.tif 000026
2004522854.tif 000027
2004522854.tif 000028
2004522854.tif 000029
2004522854.tif 000030
2004522854.tif 000031
2004522854.tif 000032
2004522854.tif 000033
2004522854.tif 000034
2004522854.tif 000035
2004522854.tif 000036
2004522854.tif 000037
2004522854.tif 000038
2004522854.tif 000039
【国際調査報告】
2004522854.tif 000040
2004522854.tif 000041