(57)【要約】【課題】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。【解決手段】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。【選択図】図１
2007237237.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
双ロール式連続鋳造方法によって、Mgを3 質量% 以上、14質量% 以下含むAl-Mg 系アルミニウム合金鋳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)、鋳造板の板厚をd(m)とした際に、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(d/2) ＞250 の2 つの式を満足しつつ連続鋳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鋳造板の製造方法。
【請求項２】
前記双ロールによる冷却速度を50℃/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鋳造板の製造方法。
【請求項３】
前記アルミニウム合金鋳造板が、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鋳造板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、固液共存温度領域の広いAl-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く、双ロールの周速が比較的速い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、器物の部材や部品用として、各種アルミニウム合金板（以下、アルミニウムをAlとも言う）が、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、上記各用途の部材や部品とされる。この点、高成形性の点からは、前記Al合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたAl-Mg 系Al合金が有利である。
【０００４】
このため、従来から、Al-Mg 系Al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Al-Mg 系Al合金としては、例えばJIS A 5052、5182等が代表的な合金成分系である。しかし、このAl-Mg 系Al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、Al-Mg 系Al合金は、Mg含有量を増加させて、３% を超える高Mg化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高MgのAl-Mg 系合金は、DC鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工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鋳造において、固液共存領域が広いこと、および厚い酸化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、Al-Mg 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Al-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Al-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Al-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く、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Al-Mg 系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。双ロール式連続鋳造法は、回転する一対の水冷鋳型 (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鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。
【０００９】
双ロール式連続鋳造法の冷却速度は、従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造法に較べて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、鋳造によって、アルミニウム合金板の板厚も比較的薄い１〜13mmのものが得られる。このため、従来のＤＣ鋳塊（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。さらに鋳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鋳造法を用いて製造した高MgのAl-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Al-Mg 系合金板のAl-Mg 系の金属間化合物の平均サイズを10μm 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、10μm 以上のAl-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10〜70μm とした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板なども提案されている (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と呼ばれるロール鋳造装置により、AA6016アルミニウム合金鋳造板（1800W ×1 〜2.5mm 厚み）の鋳造が行われたことが報告されている (非特許文献１参照) 。
【特許文献１】特開平7 −252571号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁)
【特許文献２】特開平8 −165538号公報 (特許請求の範囲、1 〜2 頁)
【非特許文献１】Continuous Casting, Proceedings of the International Conference on Continuous Casting of Non-Ferrous Metals, DGM2005,p87.
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
一方、高MgのAl-Mg 系合金鋳造板を双ロール式連続鋳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、空隙などの鋳造欠陥が生じやすい。これは、高MgのAl-Mg 系合金の凝固温度範囲が、Mg含有量が3%未満と低いAl-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、鋳片内から外部に放出されにくくなり、鋳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Al-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、Al-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などの微細化剤を添加する、などの手段が有効ではある。しかし、これらの手段も、空隙などの鋳造欠陥を、製造された板の伸びなどの成形特性に影響の無い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Al-Mg 系合金鋳造板を、双ロール式連続鋳造法を用いて製造する場合には、空隙などの鋳造欠陥をある程度許容せざるを得なかったのが実情である。
【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鋳造板の製造方法の要旨は、双ロール式連続鋳造方法によって、Mgを3 質量% 以上、14質量% 以下含むAl-Mg 系アルミニウム合金鋳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)、鋳造板の板厚をd(m)とした際に、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(d/2) ＞250 の2 つの式を満足しつつ連続鋳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、双ロール周速と、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) の代わりとしての鋳造板の板厚などとの関係を制御することにより、凝固した鋳造板 (板状鋳塊) 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いAl-Mg 系アルミニウム合金板であっても、凝固した鋳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Al-Mg 系合金鋳造板であっても、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Al-Mg 系アルミニウム合金鋳造板を、双ロール式連続鋳造法を用いて製造する場合には、前記した通り、凝固温度範囲が広く、特に、凝固した鋳造板の板厚中心部に、空隙などの鋳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、Ti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、空隙などの鋳造欠陥を、製造された鋳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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下に、本発明におけるAl-Mg 系アルミニウム合金鋳造板の製造方法につき、各要件ごとに具体的に説明する。
【００２３】
(双ロール式連続鋳造法)
図1 に双ロール式連続鋳造法を模式的に示す。双ロール式連続鋳造は、回転する一対の水冷銅鋳型などの双ロール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Al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、Al合金鋳造板4 とする。
【００２４】
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乃至鋳造速度が速くなる。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 Φm 以上が好ましい。
【００２５】
(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。ロール周速v を大きくすると、空隙などの鋳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。
【００２６】
(ｖ／D ＜0.3)
一方、この空隙などの鋳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×流路幅) のと同じく、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。
【００２７】
したがって、この溶湯の渦流を避けるには、周速v ×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小さくすることができる。
【００２８】
これらより、本発明では、溶湯の渦流を避け、周速v ×ロール上流隙間間隔を小さくするために、周速v ×1 ／ロール径D 、即ち、ｖ／D を小さくし、ｖ／D 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 Φm 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、ｖ／D 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。
【００２９】
(√(s/v) ／(d/2) ＞250)
鋳造時の凝固層の厚さは、鋳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、双ロール鋳造の場合、鋳型との接触時間は、図1 における溶湯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ｓとロール周速ｖによって、s/v で表される。
【００３０】
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く、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 (鋳造板厚)dとの関係を本発明では規定する。
【００３１】
本発明者らの鋳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 (鋳造板厚) をd(m)とした際に、√(s/v) ／(d/2) が250 未満のときに、キス点6 、6 における凝固層が薄くなって、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) ／(d/2) の値を250 以上、即ち、√(s/v) ／(d/2) ＞250 とする必要がある。
【００３２】
(鋳造板厚) 
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、鋳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、鋳造後に測定しやすい鋳造板の板厚d(m)に置き換えて、上記√(s/v) ／(d/2) ＞250 の式を規定する。なお、本発明では、鋳造される鋳造板の板厚は自由に選択される。
【００３３】
(その他の双ロール鋳造条件)
以下に、本発明における、その他の好ましい双ロール鋳造の条件つき説明する。
【００３４】
(双ロール鋳造方式)
双ロール鋳造の方式は、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、鋳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鋳造を使い分ける。
【００３５】
(冷却速度)
双ロール式連続鋳造は、他のベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式などに比して、鋳造の際の冷却速度を大きくできる利点がある。但し、双ロールによる鋳造でも、冷却速度は50℃/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℃/s未満では、鋳造板の平均結晶粒が50μm を超えて粗大化するとともに、Al-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。
【００３６】
なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された板 (鋳塊) のデンドライトアームスペーシング (デンドライト二次枝間隔、:DAS) から公知の方法（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、鋳造された板の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム (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×C -0.337 (但し、d:デンドライト二次アーム間隔mm、C : 冷却速度℃/s) から求める。
【００３７】
(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℃/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いないロールを用いることが望ましい。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、グラファイト粉末、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って、必要な冷却速度が得られない。
【００３８】
また、これら潤滑剤を用いた場合、双ロール表面において、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く、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、マクロ偏析やミクロ偏析が大きくなり、Al-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。
【００３９】
(注湯温度) 
Al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く、特に制約がない。
【００４０】
(製造方法) 
双ロール連続鋳造後の本発明Al-Mg 系Al合金鋳造板は、そのまま前記した各用途の部材や部品用として、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鋳造板としても、使用可能であり、本発明範囲に含む。あるいは、本発明Al-Mg 系Al合金鋳造板を用いて、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や部品用としても良い。
【００４１】
(化学成分組成) 
次に、本発明Al-Mg 系Al合金の化学成分組成について以下に説明する。本発明Al合金鋳造板（あるいは双ロールに供給される溶湯）の組成は、鋳造板に要求される、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Alおよび不可避的不純物からなるものとする。
【００４２】
但し、本発明では、上記組成において、Al合金鋳造板が、スクラップなどの溶解原料から混入しやすい元素 (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、Al合金鋳造板の破壊靱性や成形性などの特性を大きく阻害する。
【００４３】
上記組成において、MgはAl-Mg 系Al合金鋳造板の強度、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、連続鋳造の際の冷却速度を高めても、Al-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Al-Mg 系Al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。
【００４４】
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) が広く、その液相線温度から固相率０．８までの温度範囲が25℃以上であるAl-Mg 合金を限定する意味も持つ。この本発明が対象とするAl-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、空隙などの鋳造欠陥が生じやすい。一方、Mgが 3質量% 未満のAl-Mg 合金では、固液共存温度領域が狭く、その液相線温度から固相率0.8 までの温度範囲が25℃未満であり、元々空隙などの鋳造欠陥が生じにくい。
【実施例】
【００４５】
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Al-Mg 系Al合金鋳造板（発明例Ａ〜Ｄ、比較例Ｅ）を、双ロールによる連続鋳造法により製造した。これらAl合金鋳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。
【００４６】
表２に示すように、双ロールによる連続鋳造の型（縦型、横型）と、連続鋳造条件を種々変化させて各板厚の鋳造板に鋳造し、室温に冷却した。製造した鋳造板のサイズは300mm 幅×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、連続鋳造した。
【００４７】
このように製造された各例のAl合金鋳造板から試験片を採取し、板組織について、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。
【００４８】
(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、Al合金鋳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く、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。
【００４９】
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、鋳造板厚が3mm 以上である。また、双ロールのロール径Ｄを0.1 Φm 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、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(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鋳造を行なっている。このため、空隙の平均面積率が小さく、内部欠陥が抑制されている。
【００５０】
また、発明例1 〜8 は、表2 の通り、双ロール連鋳時に、鋳造板中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上としている。
【００５１】
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、ｖ／D ＜0.3 、√(s/v) ／(d/2) ＞250 の2 つの式のいずれか、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く、内部欠陥が抑制されていない。
【００５２】
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℃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℃以上であるAl-Mg 合金からは外れる。このため、ｖ／D ＜0.3 、√(s/v) ／(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、空隙などの鋳造欠陥が生じにくいことが分かる。
【００５３】
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。
【００５４】
【表１】
2007237237.tif 000003
【００５５】
【表２】
2007237237.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００５６】
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、器物の部材や部品などの、成形性が要求される用途へ適用を拡大できる。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】双ロール式連続鋳造方法の一実施態様を示す説明図である。
【符号の説明】
【００５８】
１、２：双ロール、３溶湯、４：鋳造板、
５：溶湯3 がロールに接触を開始した点、６：キス点、
【図１】
2007237237.tif 000005
【手続補正書】
【提出日】平成19年6月27日(2007.6.27)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
双ロール式連続鋳造方法によって、板厚が0.0062m 以下で、Mgを8.0 質量% 以上、14質量% 以下含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg 系アルミニウム合金鋳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)、鋳造板の板厚をd(m)とした際に、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(d/2) ＞250 の2 つの式を満足しつつ連続鋳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鋳造板の製造方法。
【請求項２】
前記双ロールによる冷却速度を50℃/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鋳造板の製造方法。
【請求項３】
前記アルミニウム合金鋳造板が、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鋳造板の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【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鋳造板の製造方法の要旨は、双ロール式連続鋳造方法によって、板厚が0.0062m 以下で、Mgを8.0 質量% 以上、14質量% 以下含み、残部がAlおよび不可避的不純物からなるAl-Mg 系アルミニウム合金鋳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)、鋳造板の板厚をd(m)とした際に、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(d/2) ＞250 の2 つの式を満足しつつ連続鋳造を行なうことである。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３２】
(鋳造板厚) 
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、鋳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、鋳造後に測定しやすい鋳造板の板厚d(m)に置き換えて、上記√(s/v) ／(d/2) ＞250 の式を規定する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４３】
上記組成において、MgはAl-Mg 系Al合金鋳造板の強度、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8.0%未満の含有量では、強度、延性が不足する。一方、Mgを14% を越えて含有すると、連続鋳造の際の冷却速度を高めても、Al-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8.0 質量% 以上、14質量% 以下とする。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４９】
表2 の通り、表1 のA 、B の本発明範囲内の組成を有する発明例1 〜3 は双ロールのロール径Ｄを0.1 Φm 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、ｖ／D ＜0.3 および√(s/v) ／(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鋳造を行なっている。このため、空隙の平均面積率が小さく、内部欠陥が抑制されている。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５０】
また、発明例1 〜3 は、表2 の通り、双ロール連鋳時に、鋳造板中心部が凝固するまでの平均冷却速度を50℃/s以上としている。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５４】
【表１】
2007237237.tif 000006
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５５】
【表２】
2007237237.tif 000007