铝合金铸造板的制造方法

摘要

提供一种铝合金铸造板的制造方法，即使是固液共存温度区域宽的Al-Mg系铝合金的双辊式连续铸造方法，也能够抑制板厚中心部的缺陷。在通过双辊式连续铸造方法，制造以特定量含有Mg的铸造板厚厚的Al-Mg系铝合金铸造板(4)的方法中，设双辊(1、2)的辊径为D(m)，双辊(1、2)的周速为v(m/s)，从熔液(3)开始与辊(1、2)接触的点(5、5)至迭边点(6、6)作为的辊的圆周长度的凝固距离为s(m)，作为迭边点(6、6)的辊缝铸造板(4)的板厚为d(m)时，它们满足特定的关系，同时进行连续铸造。

权利要求

1.一种抑制了内部缺陷的铝合金铸造板的制造方法，是通过双辊式连续铸造方法来制造板厚为3mm以上0.0062m以下且Mg含量为8.0质量％以上14质量％以下且余量为Al和不可避免的杂质的Al-Mg系铝合金铸造板的方法，其特征在于，在将双辊的辊径定为D(m)，将双辊的周速定为v(m/s)，将从熔液开始与辊接触的点至迭边点的作为辊的圆周长度的凝固距离定为s(m)，将铸造板的板厚定为d(m)时，在满足v/D＜0.3和的2式的条件下，进行连续铸造。

2.根据权利要求1所述的抑制了内部缺陷的铝合金铸造板的制造方法，其特征在于，所述双辊的冷却速度为50℃/s以上。

3.根据权利要求1或2所述的抑制了内部缺陷的铝合金铸造板的制造方法，其特征在于，所述铝合金铸造板以质量％计含有如下元素以替代所述余量中的杂质的一部分：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：05％以下、Zn：0.5％以下。

说明书

铝合金铸造板的制造方法

技术领域

[0001] 本发明提供一种铝合金铸造板的制造方法，即使是固液共存温度区域宽的Al-Mg系铝合金板，另外即使运用双辊的辊径比较大、双辊的周速比较快的双辊式连续铸造法，也能够抑制板厚中心部的缺陷。

背景技术

[0002] 众所周知，一直以来作为汽车、船舶、飞机或车辆等的输送机、机械、电气制品、建筑、结构物、光学设备、器物的构件和零部件用，各种铝合金板(以下也将铝称为A1)根据每种合金的各特性而被通用。

[0003] 这些铝合金板在多数的情况下通过挤压成形等被成形，成为上述各用途的构件和零部件。这一点上，从高成形性的观点出发，在所述Al合金中，强度·延展性平衡优异的Al-Mg系Al合金有利。

[0004] 因此一直以来，关于Al-Mg系Al合金板，成分系的研究和制造条件的最佳化研究得以进行。作为该Al-Mg系Al合金，例如是JISA5052、5182等为代表的合金成分系。但是，该Al-Mg系Al合金若与冷轧钢板相比较，延展性仍差，成形性也差。

[0005] 相对于此，Al-Mg系Al合金使Mg含量增加，若使之达到超过3％的高Mg化，则强度延展性平衡提高。但是，这种高Mg的Al-Mg系合金，在将通过DC铸造等而铸造的铸锭进行均热处理后实施热轧的通常的制造方法中，工业性地制造困难。其理由是由于，在有大的应变发生的DC铸造中，由于固液共存区域宽，以及厚的氧化膜引起的深的波纹发生，导致容易发生裂纹。另外还由于，在通常的热轧中，Al-Mg系合金的延展性也显著降低，因此也容易发生裂纹。

[0006] 另一方面，使高Mg的Al-Mg系合金避开上述裂纹发生的温度域而对其进行低温下的热轧也困难。这是因为，在这样的低温轧制中，高Mg的Al-Mg系合金的材料的变形阻抗显著变高，在现状的轧机的能力下能够制造的制品尺寸受到极端限定。

[0007] 另外，为了使高Mg的Al-Mg系合金的Mg允许含量增加，也提出有添加Fe和Si等第三元素的方法等。但是，若这些第三元素的含量增加，则容易形成粗大的金属间化合物，使铝合金板的延展性降低。因此，Mg允许含量的增加有界限，使Mg含有超过8％的量很困难。

[0008] 因此一直以来，纷纷提出以双辊式等的连续铸造法制造高Mg的Al-Mg系合金板。双辊式连续铸造法是在旋转的一对水冷充铸模(双辊)之间，从耐火物的给汤喷嘴注入铝合金熔液并使之凝固，并且在此双辊间，在上述凝固后即刻急冷，而成为铝合金薄板的方法。该双辊式连续铸造法已知有钠热还原法(Hunter法)和3C法等。

[0009] 双辊式连续铸造法的冷却速度与现有的DC铸造法和带式连续铸造法比较大10～1000倍。因此，得到的铝合金板为非常微细的组织，挤压成形性等的加工性优异。另外，通过铸造，铝合金板的板厚也能够得到比较薄的1～13mm。因此，如现有的DC铸锭(厚度
200～600mm)，能够省略热粗轧、热精轧等的工序。此外有还能够省略铸锭的均质化处理的情况。

[0010] 用这种双辊式连续铸造法制造的高Mg的Al-Mg系合金，试图提高其成形性而将组织加以规定的例子，以前也提出有种种。例如提出有一种为6～10％的高Mg的Al-Mg系合金板的Al-Mg系的金属化合物的平均尺寸为10μm以下、机械的性质优异的汽车用铝合金板(参照专利文献1)。另外，还提出有10μm以上的Al-Mg系金属间化合物的个数为3002
个/mm 以下，平均晶粒直径为10～70μm的汽车车体板材用铝合金板等(参照专利文献
2)。

[0011] 另外，报告在6000系铝合金中，还通过被称为Speed Caster的辊铸造装置，进行AA6016铝合金铸造板(1800W×1～2.5mm厚)的铸造(参照非专利文献1)。

[0012] 专利文献1：日本公开专利：特开平7-252571号公报(专利权利要求的范围1～2页)

[0013] 专利文献2：日本公开专利：特开平8-165538号公报(专利权利请求的范围1～2页)

[0014] 非 专 利 文 献1：Continuous Casting，Proceedings of the International Conference on Continuous Casting of Non-Ferrous Metals，DGM2005，p87.[0015] 另一方面，用双辊式连续铸造法制造高Mg的Al-Mg系合金铸造板时，特别是为了效率化、量产化而加快双辊的周速，这也容易使空隙等铸造缺陷发生。这是由于，高Mg的Al-Mg系合金与Mg含量低至低于3％的Al-Mg系合金比较，其凝固温度范围更宽。因此，浇注时和凝固中发生的气体和卷入气氛的气体难以从铸片内被排入到外部，而容易滞留在铸片组织内并容易成为空隙。

[0016] 在高镁的Al-Mg系合金板中，若像这样组织内的上述空隙变多，则使延伸率降低，作为Al-Mg系合金板的特征的经度延展性平衡和基于此的成形性降低。

[0017] 相对于此，加大双辊的冷却速度或添加Ti等的微细化剂等的方法有效。但是，作这为些方法，将空隙等的铸造缺陷抑制在对所制造的板的延伸率等的成形特性没有影响的范围方面仍存在局限。

[0018] 因此至今为止，采用双辊式连续铸造法来制造高Mg的Al-Mg系合金铸造板时，实际情况是不得不在一定程度上允许空隙等的铸造缺陷。

发明内容

[0019] 本发明为了解决这样的课题而做，其目的在于，提供一种铝合金铸造板的制造方法，即使是采用固液共存温度区域宽的Al-Mg系铝合金的双辊式连续铸造法，也能够抑制板厚中心部的缺陷。

[0020] 为了达成此目的，抑制内部缺陷的本发明的铝合金铸造板的制造方法的要旨在于，在通过双辊式连续铸造法，制造板厚为0.0062m以下含有Mg为8.0质量％以上、14质量％以下且余量为Al和不可避免的杂质的Al-Mg系铝合金铸造板的方法中，设双辊的辊径为D(m)，双辊的周速为v(m/s)，从熔液开始与辊接触的点至迭边点(kiss点)的作为辊的圆周长度的凝固距离为s(m)，铸造板的板厚为d(m)时，满足v/D＜0.3和的2个式，并同时进行连续铸造。

[0021] 在本发明中，如上述要旨，通过控制双辊径和双辊周速的关系，以及控制双辊周速和作为上述凝固距离、上述辊缝(辊的迭边点6、6间的间隔)的替代的铸造板的板厚等的有关系，可抑制凝固的铸造板(板状铸锭)的板厚中心的缺陷。

[0022] 因此，即使为了效率化、最产化而加快双辊的周速时，另外，即使是固液共存温度区域宽的Al-Mg系铝合金板，也能够抑制凝固的铸造板的板厚中心部的缺陷。

[0023] 其结果是，即使是3％以上的高Mg的Al-Mg系合金铸造板，也能够使作为材质特性的延伸率和强度延展性平衡得到提高，能够使拉伸成形、拉深成形、弯曲加工、钻孔、扩孔、拉拔或这些成形加工的组合等的成形性提高。

[0024] 还有，采用双辊式连续铸造法，制造固液共存温度区域宽的Al-Mg系合金铸造板时，如所述，凝固温度范围宽，特别是在凝固的铸造板的板厚中心部，容易产生空隙等的铸造缺陷。因此，仅仅是加大双辊的冷却速度，或者添加Ti等的微细化剂等方法，即便是组合这些方法，将空隙等的铸造缺陷控制在不会对所制造的铸造板的延伸等的成形性造成影响的范围内仍有很大的局限。

附图说明

[0025] 图1是表示双辊式连续铸造法的一实施方式的说明图。

[0026] 符号说明

[0027] 1、2：双辊

[0028] 3：熔液

[0029] 4：铸造板

[0030] 5：熔液3开始与辊接触的点

[0031] 6：迭边点

具体实施方式

[0032] 以下，关于本发明的Al-Mg系铝合金铸造板的制造方法，就各要件进行详细地说明。

[0033] (双辊式连续铸造法)

[0034] 在图1中模式性的表示双辊式连续铸造法。双辊式连续铸造是向旋转的一对水冷铜铸型等的双辊1、2间，从未图示的耐火物制的给汤喷嘴，注入上述或下述成分组成的Al合金熔液并之凝固，并且在该双辊1、2间急冷，成为Al合金铸造板。

[0035] 在此，为了效率化、量产化，作为双辊优选采用大径辊1、2，但是越是加大双辊1、2的辊径D，辊周速v乃至铸造速度越快。为了效率化、量产化，优选双辊1、2的辊径D为
0.1￠m以上。

[0036] (辊周速v)

[0037] 在本发明中，作为前提，优选放缓(减小)双辊1、2的周速v。若加大辊周速v，则容易发生成为空隙等的铸造缺陷的原因的熔液的涡流。因此，双辊1、2的周速v优选低于0.3m/s。

[0038] (v/D＜0.3)

[0039] 另一方面，成为该空隙等的铸造缺陷的原因的熔液的涡流，与通常的流体的乱流发生概率相同，跟速度和流路宽度(速度×流路宽度)成比例，容易与周速v和迭边点6、6之前(上游侧)的辊1、2的间隙间隔(辊的上游侧间隙间隙)成比例发生。

[0040] 因此，为了避免此熔液的涡流，需要减小周速v×辊上游间隙间隔。在此，如果辊径D变大，则与之成反比，辊上游间隙间隔变窄。因此，通过增大辊的径D，能够减小辊上游间隙间隔。

[0041] 由此，在本发明中，为了避免熔液的涡流，减小周速v×辊上游间隙间隔，要减小周速v×1/辊径D，即减小v/D，使v/D低于0.3。根据本发明者们的试验得出的结论，使双辊的辊径D为0.1￠m以上，使所述双辊的周速v为0.02m/s以上作为前提时，若v/D达到0.3以上，则双辊间的半凝固熔液发生旋涡的涡流，在冷却速度极慢的熔液区域中，得不到柱状晶，而是生成粒状晶等，从而发生缺陷。

[0042]

[0043] 铸造时的凝固层的厚度，已知与跟铸型接触时间的平方根成比例。在此，在双辊铸造的情况下，与铸模的接触时间，基于从图1中的熔液3与辊1、2开始接触的点5、5到迭边点6、6的作为辊的圆周长的凝固距离s和辊周速v，由s/v表示。

[0044] 该接触时间的平方根 短时，凝固层很难发达，容易残存迭边点6、6的不完全凝固层，缺陷发生。为了抑制由该不完全凝固层有残存引起的缺陷，在本发明中规定和迭边点6、6的辊缝(铸造板厚)d的关系，以使迭边点6、6的不完全凝固层不残存。

[0045] 根据本发明者们的铸造试验得出的结论可知，设迭边点6、6的辊缝(铸造板厚)为d(m)时，当 低于250时，迭边点6、6的凝固层变薄，板厚中央部残留有不完全凝固层。这一倾向在辊的周速v为0.02m/s以上时变强。因此，在本发明中，为了防止缺陷，需要使 的值为250以上，即

[0046] (铸造板厚)

[0047] 如上，在本发明中，在迭边点6、6板厚中央部不会残留不完全凝固层，至迭边点6、6会使到达板厚中央部的熔液完全凝固。因此，上述迭边点的辊缝与铸造板的板厚相同。因此，在本发明中，将迭边点6、6的辊缝d(m)置换为在铸造后容易测定的铸造板的板厚d(m)，并规定上述 的式。还有，在本发明中，所铸造的铸造板的板厚可自由选
择。

[0048] (其他的双辊铸造条件)

[0049] 以下，对于本发明的其他优选的双辊铸造的条件进行说明。

[0050] (双辊铸造方式)

[0051] 双辊铸造的方式，可以是横型(双辊垂直排列)，也可以是纵型(双辊水平排列)。但是，在图1所示的纵型(双辊水平排列)中，由于能够较大地获取凝固距离，接触时间变长，因此可以增加铸造速度，具有生产性提高等的特性。因此，考虑到这些特征，横型和纵型的双辊铸造分开使用。

[0052] (冷却速度)

[0053] 双辊式连续铸造，与其他的带式连铸机式、普洛佩滋(properzi)式、整铸式等相比，具有能够加大铸造时的冷却速度的优点。但是，在利用双辊的铸造中，冷却速度也优选50℃/s以上的尽可能大的速度。当冷却速度低于50℃/s时，铸造板的平均晶粒超过50μm而粗大化，同时Al-Mg系等的金属间化合物全面粗大化，或大量结晶的可能性变高。其结果是，因此，强度延伸率平衡降低，挤压成形性显著降低的可能性变高。另外，板的均质性也降低。

[0054] 还有，因为该冷却速度难以进行直接的计测，所以可以由铸造的板(铸锭)的枝晶臂间距(dendrite arm spacing)(二次枝晶臂间距：DAS)根据公知的方法(例如轻金属学会，昭和63年8.20发行，记述为“铝枝晶臂间距和冷却速度的测定方法”等)求得。即，运用交线法计测铸造的板的铸造组织中的相互邻接的二次枝晶臂(二次枝)的平均间距-0.337d(视野数3个以上，交点数为10个以上)，采用该d根据下式d＝62×C (其中，d：二次枝晶臂间距mm，C：冷却速度℃/s)求得。

[0055] (辊润滑)

[0056] 使用辊润滑剂时，即使理论计算上冷却速度大，实质上的或实际中的冷却速度实质上也容易低于50℃/s。因此，作为双辊优选使用表面没有被润滑剂润滑的辊。历来，为了防止熔液与辊表面接触以及被急冷而在双辊表面所形成的凝固壳的裂纹，一般使用氧化物粉末(氧化铝粉、氧化锌粉等)、SiC粉末、石墨粉末、油、熔融玻璃等的润滑剂(脱模剂)，使之涂布于双辊表面或流下。但是，使用这些润滑剂时，冷却速度变小，得不到需要的冷却速度。

[0057] 另外，使用这些润滑剂时，在双辊靓，由于润滑剂的浓度和厚度的不均一，导致容易产生冷却的不均匀，根据板的部位，凝固速度容易不充分。因此，Mg含量越高，宏观偏析和微观偏析越大，难以使Al-Mg系合金板的强度延展性平衡均一的可能性越高。

[0058] (浇注温度)

[0059] 将Al合金熔液注入双辊时的浇注温度如果是超过液相线温度的温度，则是设备可以承受的温度即可，没有特别制约。

[0060] (制造方法)

[0061] 双辊连续铸造后的本发明的Al-Mg系Al合金铸造板，可以直接被成形、加工为所述的各用途的构件和零部件用并使用。另外，根据需要，也可以作为实施了均质化热处理、退火等的调质处理的铸造板使用，均包含在本发明范围内。或者，使用本发明Al-Mg系Al合金铸造板，再通过组使均质化热处理、冷轧、退火等，制造为轧制板，也可以作为所述的各用途的构件和零部件用。

[0062] (化学成分组成)

[0063] 其次，对于本发明的Al-Mg系Al合金的化学成分组成进行以下说明。本发明Al合金铸造板(或供给于双辊的熔液)的组成，根据铸造板所要求的强度、延展性以及强度延展性平衡等的特点，含有Mg为3质量％以上、14质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。

[0064] 但是在本发明中，在上述组成中，Al合金铸造板含有容易从废料等的熔解原料混入的元素(含在上述不可避免的杂质中)。作为这些元素，以质量％计含有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，允许这些元素达到如上各自的上限值。这些元素超过各自的上限值(允许量)时，这些元素形成的化合物过大，大大阻碍Al合金铸造板的破坏韧性和成形性等的特性。

[0065] 在上述组成中，Mg是提高Al-Mg系Al合金铸造板的强度、延展性以及强度延展性平衡的重要合金元素。Mg在3％以下的含量时，强度、延展性不足。另一方面，若含有Mg超过14％，则即使提高连续铸造时的冷却速度，Al-Mg系化合物的结晶析出仍变多。其结果是，成形性仍就显著降低。另外，加工硬化量变大，也使成形性降低。因此，虽然Mg含量为3质量％以上、14质量％以下，但是为了还体现出高Mg的Al-Mg系Al合金特有的高强度延展性平衡，优选其超过8％、在14％以下的范围。

[0066] 还有，该Mg含量也具有限定本发明作为对象的固液共存温度区域(凝固温度范围)宽，从其液相线温度至固相率0.8的温度范围为25℃以上的Al-Mg合金的意思。此本发明作为对象的Al-Mg合金，如所述，使用大直径辊，以加快双辊周速时，特别容易发生空隙等的铸造缺陷。另一方面，在Mg低于3质量％的Al-Mg合金中，固液共存温度区域窄，从其液相线温度至固相率0.8的温度范围低于25℃，根本难以发生空隙等的铸造缺陷。

[0067] 实施例

[0068] 以下说明本发明的实施例。通过利用双辊的连续铸造法，制造表1所示的各种化学成分组成的Al-Mg系Al合金铸造板(发明例A～D，比较例E)。关于这些Al合金铸造板的化学成分组成，表1所示之外的元素，分别以质量％计，为Zr：0.3％以下、V：0.3％以下、B：0.05％以下。

[0069] 如表2所示，使利用双辊的连续铸造的模具(纵型、横型)和连续铸造进行各种条件变化，制造成各种板厚的铸造板，并冷却至室温。制造的铸造板的尺寸为300mm宽×5m长。另外，包括冷却速度过小的比较例在内的全部的例子，为了确保冷却速度，未对双辊表面润滑(无润滑)而进行连续铸造。

[0070] 从如此制造的各例的Al合金铸造板提取试验片，对于板组织分别测定空隙的平均面积率。这些结果也显示在表2中。

[0071] (空隙)

[0072] 空隙的平均面积率，作为对板的延伸率等的成形性没有影响的范围，0.5％以下评价为合格。空隙的平均面积率的测定方法，其进行是对于从Al合金铸造板上提取试料(试验片)进行机械研磨，使用50倍的光学显微镜观察板中央部的截面组织。然后，对显微镜视野内进行图像处理，在识别空隙缺陷和通常的组织后，求得视野内的能够识别的空隙的合计面积，求得视野面积中所占的空隙的合计面积的比例(％)空隙率。在此，上述所谓空隙的平均面积，说的是除去板的前端部和后端部，将在板中央部的任意的10处测定的各空隙的面积率平均化。

[0073] 如表2，具有表1的A～D的本发明范围内的组成的发明例1～8，含有Mg为3质量％以上、14质量％以下，铸造板厚为3mm以上。另外，使双辊的辊径D为0.1￠以上，或双辊的周速v为0.02m/s以上时，边满足v/D＜0.3和 的2个式，边通过双辊进行连续铸造。因此，空隙的平均面积率小，内部缺陷得到抑制。

[0074] 另外，发明例1～8如表2，在双辊连铸时，铸造板中心部达到凝固的平均冷却速度为50℃/s以上。

[0075] 相对于此，比较例9～17，虽然具有表1的A、C的本发明范围内的组成，但是不满足v/D＜0.3和 的2式中的任意一个或双方。因此，空隙的平均面积率大，内部缺陷未得到抑制。

[0076] 此外，作为参考所示的比较例18～20的表1的合金E的Mg含量低于3％，从液相线温度至固相率0.8的温度范围低于25℃。因此，合金E乃至比较例18～20，脱离了本发明作为对象的从液相线温度至固相率0.8的温度范围在25℃以上的Al-Mg合金。因此可知，不论是满足v/D＜0.3和 的2个式的比较例18，还是不满足2个式中任意一个的比较例19、20，均难以产生空隙等的铸造缺陷。

[0077] 因此，据此本发明的各要件或优选的条件的用于空隙抑制的临界的意义得到证实。

[0078] [表1]

[0079]

[0080] 在含量的记载中，-表示检测界限以下。

[0081] [表2]

[0082]

[0083] 产业上的利用可能性

[0084] 如以上说明的，根据本发明能够提供一种铝合金铸造板的制造方法，即使是固液共存温度区域宽的Al-Mg系铝合金的双辊式连续铸造方法，也能够抑制板厚中心部的缺陷。其结果是，能够扩大应用到汽车、船舶、飞机或车辆等的输送机、机械、电气制品、建筑、结构物、光学设备、器物的构件和零部件等有成形性要求的用途。