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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B1)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-07-24
(45)【発行日】2023-08-01
(54)【発明の名称】アルミニウム合金圧延材
(51)【国際特許分類】
C22C 21/00 20060101AFI20230725BHJP
C22C 21/02 20060101ALI20230725BHJP
C22F 1/04 20060101ALN20230725BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20230725BHJP
【ＦＩ】
C22C21/00 L
C22C21/02
C22F1/04 A
C22F1/00 682
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 683
C22F1/00 694A
C22F1/00 685Z
C22F1/00 691A
C22F1/00 623
C22F1/00 692A
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 686A
C22F1/04 B
【請求項の数】
3
(21)【出願番号】P 2022202383
(22)【出願日】2022-12-19
【審査請求日】2023-01-16
【早期審査対象出願】
(73)【特許権者】
【識別番号】522160125
【氏名又は名称】ＭＡアルミニウム株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100091926
【弁理士】
【氏名又は名称】横井 幸喜
(72)【発明者】
【氏名】川上 隆之
(72)【発明者】
【氏名】吉野 路英
【審査官】小川 進
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２０２２／０８０２３３（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１５／１５５９１１（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０２０／２１８５１１（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ２１／００
Ｃ２２Ｃ ２１／０２
Ｃ２２Ｆ １／０４
Ｃ２２Ｆ １／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～０．９％、
Ｆｅ：０．２～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１.１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、
ことを特徴とするアルミニウム合金圧延材。
【請求項2】
上記組成に、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．１０％、
Ｚｒ：０．０１～０．２０％、
Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
を１種以上含む請求項１記載のアルミニウム合金圧延材。
【請求項3】
上記組成に、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合金圧延材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
この発明は、高い強度と成形性に優れるアルミニウム合金圧延材に関する。
【背景技術】
【0002】
アルミニウム合金では、高強度化のためにＭｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｆｅを含有させるものが知られている。
例えば特許文献１では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅを適量含有する熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが提供されており、高い強度と、優れた耐食性及び曲げ疲労特性を有するものとしている。
例えば特許文献１では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅを適量含有する熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが提供されており、高い強度と、優れた耐食性及び曲げ疲労特性を有するものとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0003】
【文献】特開２００６－１５２３２５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0004】
しかし、アルミニウム合金に、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｆｅの元素が多く含まれると、鋳造時に巨大な金属間化合物（例えば２００μｍ径以上）が多量に生成することが知られている。それら化合物が多量に生成すると微細な分散粒子の分布密度が低下し、材料に対する強化機能が低下する。また巨大な金属間化合物が存在すると、成形時に化合物を起点とした割れやき裂が生成するため成形性も劣る。
展伸材に使用するためには、成分および製法の観点から巨大な金属間化合物が生成しないように製造することが望まれる。
また、高強度化のために元素が多く含まれると一般的には伸びの低下や板材の異方性が大きくなるため、成形性が低下し所望する形状の製品を得にくくなる。そのため、板材の高強度化と成形性を両立することは困難とされている。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、巨大な金属間化合物の生成が抑制され、かつ高い強度を有し成形性に優れるアルミニウム合金圧延材を提供することを目的とする。
展伸材に使用するためには、成分および製法の観点から巨大な金属間化合物が生成しないように製造することが望まれる。
また、高強度化のために元素が多く含まれると一般的には伸びの低下や板材の異方性が大きくなるため、成形性が低下し所望する形状の製品を得にくくなる。そのため、板材の高強度化と成形性を両立することは困難とされている。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、巨大な金属間化合物の生成が抑制され、かつ高い強度を有し成形性に優れるアルミニウム合金圧延材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0005】
すなわち、本発明のアルミニウム合金圧延材のうち第１の形態は、
質量％で、
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～０．９％、
Ｆｅ：０．２～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１．１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、ことを特徴とする。
質量％で、
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～０．９％、
Ｆｅ：０．２～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１．１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、ことを特徴とする。
【0006】
他の形態のアルミニウム合金圧延材の発明は、前記形態の発明において、
上記組成に、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．１０％、
Ｚｒ：０．０１～０．２０％、
Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
を１種以上含む。
上記組成に、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．１０％、
Ｚｒ：０．０１～０．２０％、
Ｔｉ：０．０１～０．２０％、
を１種以上含む。
【0007】
さらに、他の形態のアルミニウム合金圧延材の発明は、前記形態の発明において、
上記組成に、さらに、
質量％で、
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を含有する。
上記組成に、さらに、
質量％で、
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を含有する。
【0008】
以下に、本発明で規定する組成成分などの規定理由を説明する。
（組成）
各元素の添加バランスの適正化により巨大な金属間化合物の生成を抑制する。以下の含有量はいずれも質量％で示される。
（組成）
各元素の添加バランスの適正化により巨大な金属間化合物の生成を抑制する。以下の含有量はいずれも質量％で示される。
【0009】
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｍｎの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出によって材料強度を向上する。Ｍｎ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量の下限を０．７％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．５％、下限を０．８％とするのが望ましい。
Ｍｎの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出によって材料強度を向上する。Ｍｎ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量の下限を０．７％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．５％、下限を０．８％とするのが望ましい。
【0010】
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｓｉの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出する分散強化によって材料強度を向上する。
Ｓｉ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の下限を０．５％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．６％、下限を０．６％とするのが望ましい。
Ｓｉの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出する分散強化によって材料強度を向上する。
Ｓｉ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の下限を０．５％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．６％、下限を０．６％とするのが望ましい。
【0011】
Ｃｕ：０．１～０．９％、
Ｃｕの含有による固溶強化により材料強度を向上する。またＺｎと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。Ｃｕ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に割れが生じやすくなる。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．１％、上限を０．９％とする。
なお、同様の理由で上限を０．８％、下限を０．１５％とするのが望ましい。
Ｃｕの含有による固溶強化により材料強度を向上する。またＺｎと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。Ｃｕ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に割れが生じやすくなる。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．１％、上限を０．９％とする。
なお、同様の理由で上限を０．８％、下限を０．１５％とするのが望ましい。
【0012】
Ｆｅ：０．２～０．８％
Ｆｅの含有によって、主にＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出し、材料強度を向上する。
Ｆｅは、原料に不純物として存在しているため下限未満とするとコストがかかる。また、所望する強度向上効果を得られない。一方、過剰に含有すると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｆｅ含有量の下限を０．２％、上限を０．８％とする。
なお、同様の理由で上限を０．６５％、下限を０．２５％とするのが望ましい。
Ｆｅの含有によって、主にＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出し、材料強度を向上する。
Ｆｅは、原料に不純物として存在しているため下限未満とするとコストがかかる。また、所望する強度向上効果を得られない。一方、過剰に含有すると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｆｅ含有量の下限を０．２％、上限を０．８％とする。
なお、同様の理由で上限を０．６５％、下限を０．２５％とするのが望ましい。
【0013】
Ｚｎ：０．０５～１．１％
Ｚｎの含有は、結晶粒微細化により強度および成形性が向上する。またＣｕと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。下限未満であると所望する効果が得られない。一方、過剰に含有すると、成形性への影響は小さいものの、自己腐食速度が増大することで耐食性が低下する。このため、Ｚｎ含有量の下限を０．０５％、上限を１．１％とするのが望ましい。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｚｎの含有は、結晶粒微細化により強度および成形性が向上する。またＣｕと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。下限未満であると所望する効果が得られない。一方、過剰に含有すると、成形性への影響は小さいものの、自己腐食速度が増大することで耐食性が低下する。このため、Ｚｎ含有量の下限を０．０５％、上限を１．１％とするのが望ましい。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．３５％とするのが望ましい。
【0014】
Ｔｉ，Ｚｒ：０．０１～０．２０％
Ｃｒ：０．０１～０．１０％
これらの成分は、固溶強化および、金属間化合物として析出する分散強化により材料強度を向上させるので、所望により一種以上を含有させる。
これら元素の含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、これら元素の含有量の下限をそれぞれ０．０１％とし、上限をＴｉ，Ｚｒはそれぞれ０．２０％、Ｃｒは０．１０％とする。
なお、同様の理由でＴｉ，Ｚｒ含有量の上限を０．１％、下限を０．０５％とするのが望ましい。
またＣｒ含有量の上限を０．０８％、下限を０．０５％とするのが望ましい。これら元素を添加しない場合でも、いずれかの元素を不可避不純物として含有するものであってもよい。
Ｃｒ：０．０１～０．１０％
これらの成分は、固溶強化および、金属間化合物として析出する分散強化により材料強度を向上させるので、所望により一種以上を含有させる。
これら元素の含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、これら元素の含有量の下限をそれぞれ０．０１％とし、上限をＴｉ，Ｚｒはそれぞれ０．２０％、Ｃｒは０．１０％とする。
なお、同様の理由でＴｉ，Ｚｒ含有量の上限を０．１％、下限を０．０５％とするのが望ましい。
またＣｒ含有量の上限を０．０８％、下限を０．０５％とするのが望ましい。これら元素を添加しない場合でも、いずれかの元素を不可避不純物として含有するものであってもよい。
【0015】
Ｍｇ：０．１～１．２％
Ｍｇの含有は、固溶強化および、Ｍｇ－Ｓｉ系の金属間化合物として析出し時効析出能を発揮することで材料強度が向上するので、所望により含有させる。
Ｍｇの含有が過小であると、所望の強度向上効果が得られない。一方で、過剰に含有すると、熱間圧延時に割れが生じ易くなり、製造性が低下する。このため、Ｍｇを含有する場合、下限は０．１％、上限は１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．４％とするのが望ましい。
Ｍｇを添加しない場合でもＭｇを不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、０．０５％以下であるのが望ましい。
Ｍｇの含有は、固溶強化および、Ｍｇ－Ｓｉ系の金属間化合物として析出し時効析出能を発揮することで材料強度が向上するので、所望により含有させる。
Ｍｇの含有が過小であると、所望の強度向上効果が得られない。一方で、過剰に含有すると、熱間圧延時に割れが生じ易くなり、製造性が低下する。このため、Ｍｇを含有する場合、下限は０．１％、上限は１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．４％とするのが望ましい。
Ｍｇを添加しない場合でもＭｇを不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、０．０５％以下であるのが望ましい。
【0016】
不可避不純物
本発明では、上記成分およびアルミニウムの他に、Ｎｉ，Ｂｉ，Ｖ，Ｉｎ，Ｓｒ，Ｓｃ，Ｂｅなどの不可避不純物を含んでいるものとしてもよい。
不可避不純物量は、特に限定されるものではなく、各成分量で質量％で０．０５％以下で含有するものとしてもよい。
本発明では、上記成分およびアルミニウムの他に、Ｎｉ，Ｂｉ，Ｖ，Ｉｎ，Ｓｒ，Ｓｃ，Ｂｅなどの不可避不純物を含んでいるものとしてもよい。
不可避不純物量は、特に限定されるものではなく、各成分量で質量％で０．０５％以下で含有するものとしてもよい。
【0017】
成分含有量［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６
これらの関係式を満たすことで、巨大な金属間化合物の生成が抑制される。この関係式を満たさないと、製造方法等の条件如何に拘わらず、巨大な金属間化合物の生成抑制が困難になる。
上記関係式は、成分含有量と単位面積当たりの２００μｍ径以上の化合物の生成個数との関係を、製造した合金に存在する２００μｍ以上の化合物の個数と、ＭｎとＦｅおよびＳｉの添加量との対応を回帰分析により求めたものであり、上記関係式を満たすことで、２００μｍ以上の化合物を１０ｍｍ２に１個以下とすることができる。上記関係式を満たさないと、上記粗大化合物の生成個数を１０ｍｍ２当たり１個以下とするのが困難になる。
これらの関係式を満たすことで、巨大な金属間化合物の生成が抑制される。この関係式を満たさないと、製造方法等の条件如何に拘わらず、巨大な金属間化合物の生成抑制が困難になる。
上記関係式は、成分含有量と単位面積当たりの２００μｍ径以上の化合物の生成個数との関係を、製造した合金に存在する２００μｍ以上の化合物の個数と、ＭｎとＦｅおよびＳｉの添加量との対応を回帰分析により求めたものであり、上記関係式を満たすことで、２００μｍ以上の化合物を１０ｍｍ２に１個以下とすることができる。上記関係式を満たさないと、上記粗大化合物の生成個数を１０ｍｍ２当たり１個以下とするのが困難になる。
【0018】
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個
所望する焼鈍後の引張強さおよび０．２％耐力を得るために、上記の金属間化合物の分布状態に調整する必要がある。金属間化合物の粒子サイズが１００ｎｍ未満および５００ｎｍ超では所望する強度を得られないため、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子に着目した。これらの分散粒子の分散密度については、１．０×１０６個未満または５．０×１０６個超では所望する強度を得られない。
所望する焼鈍後の引張強さおよび０．２％耐力を得るために、上記の金属間化合物の分布状態に調整する必要がある。金属間化合物の粒子サイズが１００ｎｍ未満および５００ｎｍ超では所望する強度を得られないため、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子に着目した。これらの分散粒子の分散密度については、１．０×１０６個未満または５．０×１０６個超では所望する強度を得られない。
【0019】
２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下
これらの化合物が存在する場合、表面剥離や圧延中の破断の原因となり圧延性の低下を招く恐れがある。
これらの化合物が存在する場合、表面剥離や圧延中の破断の原因となり圧延性の低下を招く恐れがある。
【0020】
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ
焼鈍後において、引張強さが上記の範囲であることが好ましい。強度が１５０ＭＰａ未満であると成形後の構造強度を保つことができない。一方、上記引張強さが２５０ＭＰａ超であると成形時に割れが発生する恐れがある。なお耐力も同様に、８０ＭＰａを超えると、成形時に割れが発生するおそれがあり、５０ＭＰａ未満であると、構造強度が不十分である。
焼鈍後において、引張強さが上記の範囲であることが好ましい。強度が１５０ＭＰａ未満であると成形後の構造強度を保つことができない。一方、上記引張強さが２５０ＭＰａ超であると成形時に割れが発生する恐れがある。なお耐力も同様に、８０ＭＰａを超えると、成形時に割れが発生するおそれがあり、５０ＭＰａ未満であると、構造強度が不十分である。
【0021】
圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値（ランクフォード値）より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上
ｒ値は０．６以上が好ましい。ｒａｖｅは、ＪＩＳＺ２２５４：２００８に準ずる方法で、常温において均一な塑性ひずみが生じている５～１０％の間で、０°、４５°、９０°で測定されたｒ値（；ｒ０°、ｒ４５°、ｒ９０°）に基づいて、以下の式により算出される。
ｒａｖｅ＝（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４
ｒａｖｅが０．６未満であると、異方性が高くなりプレス成形性が低下し、割れなどが生じ易くなる。
ｒ値は０．６以上が好ましい。ｒａｖｅは、ＪＩＳＺ２２５４：２００８に準ずる方法で、常温において均一な塑性ひずみが生じている５～１０％の間で、０°、４５°、９０°で測定されたｒ値（；ｒ０°、ｒ４５°、ｒ９０°）に基づいて、以下の式により算出される。
ｒａｖｅ＝（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４
ｒａｖｅが０．６未満であると、異方性が高くなりプレス成形性が低下し、割れなどが生じ易くなる。
【発明の効果】
【0022】
本発明によれば、高い強度と、優れた成形性を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【0023】
［組成］
質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～０．９％、Ｆｅ：０．２～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１．１％を含有し、所望によりＣｒ：０．０１～０．１０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％を１種以上、所望によりＭｇ：０．１～１．２％を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を用意する。
上記組成の成分含有量について、［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を示している。
質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～０．９％、Ｆｅ：０．２～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１．１％を含有し、所望によりＣｒ：０．０１～０．１０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％、Ｔｉ：０．０１～０．２０％を１種以上、所望によりＭｇ：０．１～１．２％を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を用意する。
上記組成の成分含有量について、［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を示している。
【0024】
［鋳造］
上記組成においてアルミニウム合金を溶製する。溶製の方法としては、例えば半連続鋳造法によりアルミニウム合金を鋳造する。
一般的な鋳造速度で鋳造を実施すると鋳造開始から凝固までの間でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系の化合物が成長し、２００μｍ以上の粗大な金属間化合物を形成しやすくなる。このような金属間化合物は特に冷間圧延中に、表面剥離や破断の原因となり製造性を大きく低下させる。これを抑制するために鋳造時に６４０℃～６７０℃を通過する際の合金の冷却速度が０．１℃／ｓ～１０℃／ｓの間で実施するのが望ましい。これにより２００μｍ以上の粗大な金属間化合物の生成を効果的に抑制することができる。なお、６４０℃～６７０℃は上記化合物が成長する温度である。
上記冷却速度が０．１℃／秒未満の場合、粗大な金属間化合物が生成しやすい。また１０℃／秒以上の場合、粗大な金属間化合物の生成抑制については効果的であるが、割れの感受性が高まり製造性が低下する。より好ましくは、上記温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒～５℃／秒とする。
上記組成においてアルミニウム合金を溶製する。溶製の方法としては、例えば半連続鋳造法によりアルミニウム合金を鋳造する。
一般的な鋳造速度で鋳造を実施すると鋳造開始から凝固までの間でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系の化合物が成長し、２００μｍ以上の粗大な金属間化合物を形成しやすくなる。このような金属間化合物は特に冷間圧延中に、表面剥離や破断の原因となり製造性を大きく低下させる。これを抑制するために鋳造時に６４０℃～６７０℃を通過する際の合金の冷却速度が０．１℃／ｓ～１０℃／ｓの間で実施するのが望ましい。これにより２００μｍ以上の粗大な金属間化合物の生成を効果的に抑制することができる。なお、６４０℃～６７０℃は上記化合物が成長する温度である。
上記冷却速度が０．１℃／秒未満の場合、粗大な金属間化合物が生成しやすい。また１０℃／秒以上の場合、粗大な金属間化合物の生成抑制については効果的であるが、割れの感受性が高まり製造性が低下する。より好ましくは、上記温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒～５℃／秒とする。
【0025】
［均質化処理］
得られた合金に対しては均質化処理を行うことができる。
均質化処理では、得られた合金に４００℃～６００℃未満、処理時間３時間～１２時間未満の範囲で均質化処理を施すことができる。これにより、所望する特性を得るための適切な金属間化合物として、円相当径１００ｎｍ～５００ｎｍ程度の微細な分散状態が得られる。上記温度および処理時間外の条件を施すと、所望する金属間化合物の分布状態を得ることができず、強度が低下する。また６００℃以上では、材料が均質化処理中に溶融するリスクもある。より好ましい温度は、４２０℃～５８０℃である。
得られた合金に対しては均質化処理を行うことができる。
均質化処理では、得られた合金に４００℃～６００℃未満、処理時間３時間～１２時間未満の範囲で均質化処理を施すことができる。これにより、所望する特性を得るための適切な金属間化合物として、円相当径１００ｎｍ～５００ｎｍ程度の微細な分散状態が得られる。上記温度および処理時間外の条件を施すと、所望する金属間化合物の分布状態を得ることができず、強度が低下する。また６００℃以上では、材料が均質化処理中に溶融するリスクもある。より好ましい温度は、４２０℃～５８０℃である。
【0026】
「熱間圧延」
上記合金に対しては、熱間圧延を行うことができる。
ここで熱間圧延前の均熱処理は４００℃から５５０℃で１～１０時間の温度で行うことが望ましい。これ以上の温度では均質化処理にて析出させた分散粒子が再固溶するため素材強度が低下する。加えて、鋳造時に生成した粗大な金属間化合物を熱間圧延中に破砕することを目的として、入側の厚さに対して出側の厚さが２０ｍｍ以上の減少を伴うように圧延されるパスを１５回以上実行することが望ましい。またこの条件を行うことで、破砕された金属間化合物が核生成サイトとして有効に働く１μｍ程度のサイズとなるとともに、金属間化合物の分布状態が好適化することで、板材のｒ値を向上させることができる。
これ以下の圧下量もしくは回数の場合、鋳造時に生成した粗大な金属間化合物が残留し、後の製造性が低下する。一方で３０ｍｍを超える圧下量は粗大な金属間化合物の破砕には効果的であるが、板幅方向の割れが助長されるため製造性が低下する。したがって、１パス当たりの圧下量を２０ｍｍ～３０ｍｍとし、そのパス数を１５回以上とするのがより好ましい。
上記合金に対しては、熱間圧延を行うことができる。
ここで熱間圧延前の均熱処理は４００℃から５５０℃で１～１０時間の温度で行うことが望ましい。これ以上の温度では均質化処理にて析出させた分散粒子が再固溶するため素材強度が低下する。加えて、鋳造時に生成した粗大な金属間化合物を熱間圧延中に破砕することを目的として、入側の厚さに対して出側の厚さが２０ｍｍ以上の減少を伴うように圧延されるパスを１５回以上実行することが望ましい。またこの条件を行うことで、破砕された金属間化合物が核生成サイトとして有効に働く１μｍ程度のサイズとなるとともに、金属間化合物の分布状態が好適化することで、板材のｒ値を向上させることができる。
これ以下の圧下量もしくは回数の場合、鋳造時に生成した粗大な金属間化合物が残留し、後の製造性が低下する。一方で３０ｍｍを超える圧下量は粗大な金属間化合物の破砕には効果的であるが、板幅方向の割れが助長されるため製造性が低下する。したがって、１パス当たりの圧下量を２０ｍｍ～３０ｍｍとし、そのパス数を１５回以上とするのがより好ましい。
【0027】
「冷間圧延」
熱間圧延を行った合金に対しては、冷間圧延を行うことができる。この際に、特に規定されるものではないが、１パス当たりの圧下率が１０～４０％の間で実施するのが望ましい。この範囲以外の場合、製造性が低下する。
熱間圧延を行った合金に対しては、冷間圧延を行うことができる。この際に、特に規定されるものではないが、１パス当たりの圧下率が１０～４０％の間で実施するのが望ましい。この範囲以外の場合、製造性が低下する。
【0028】
「中間焼鈍」
冷間圧延の途中で、冷間圧延を続行するために実施しても良い。バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２５０～４５０℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。２５０℃未満では再結晶が完了できず、４５０℃以上の場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いても良い。
冷間圧延の途中で、冷間圧延を続行するために実施しても良い。バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２５０～４５０℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。２５０℃未満では再結晶が完了できず、４５０℃以上の場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いても良い。
【0029】
「最終板厚」
特に定められるものではないが、０．５ｍｍ～３．５ｍｍが例示される。
特に定められるものではないが、０．５ｍｍ～３．５ｍｍが例示される。
【0030】
「最終焼鈍」
冷間圧延を終了したアルミニウム合金圧延材では、最終焼鈍を行う。最終焼鈍としては、バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で３００～４００℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。３００℃未満では再結晶が完了できず、４００℃以上の場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いた場合であれば、さらに焼鈍後の結晶粒が微細となり強度と成形性が向上する。
冷間圧延を終了したアルミニウム合金圧延材では、最終焼鈍を行う。最終焼鈍としては、バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で３００～４００℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。３００℃未満では再結晶が完了できず、４００℃以上の場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いた場合であれば、さらに焼鈍後の結晶粒が微細となり強度と成形性が向上する。
【0031】
上記工程を経たアルミニウム合金圧延材では、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布している。
【0032】
また、製造後のアルミニウム合金圧延材では、焼鈍後の引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有している。
本発明のアルミニウム合金圧延材は、特定の用途に限定されるものではないが、例えば、熱交換器用のプレート材などに好適に用いることができる。
本発明のアルミニウム合金圧延材は、特定の用途に限定されるものではないが、例えば、熱交換器用のプレート材などに好適に用いることができる。
【実施例1】
【0033】
表１に示すアルミニウム合金（残部がＡｌと不可避不純物）を用意した。それぞれの組成における［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜の関係式における計算値を表１に示した。
該合金の鋳造方法は半連続鋳造を採用し、アルミニウム合金の物体温度が６４０℃～６７０℃を通過する際には、適正な鋳造速度および冷却水量の調節を行うことで冷却速度を制御し、０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲とした。６４０℃未満の冷却速度については一般的な鋳造速度で鋳造した。６４０℃～６７０℃の範囲で冷却速度を０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲で制御したものを●、０．５℃／ｓｅｃ未満で制御したものを△で表２に示した。
該合金の鋳造方法は半連続鋳造を採用し、アルミニウム合金の物体温度が６４０℃～６７０℃を通過する際には、適正な鋳造速度および冷却水量の調節を行うことで冷却速度を制御し、０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲とした。６４０℃未満の冷却速度については一般的な鋳造速度で鋳造した。６４０℃～６７０℃の範囲で冷却速度を０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲で制御したものを●、０．５℃／ｓｅｃ未満で制御したものを△で表２に示した。
【0034】
各鋳塊に対し、表２に示す条件で均質化処理を行い、均熱処理を５００℃×１時間の条件で行い、その後、熱間圧延を行った。その際の熱間圧延条件（圧下量２０ｍｍ～３０ｍｍの圧下量で圧延を行った際のパス数）を表２に示した。
熱間圧延材の厚さは、７．０ｍｍとし、その後、冷間圧延を行った。
冷間圧延の条件は、１パス当たりの圧下率を１５％から３０％の間で実施した。供試材Ｎｏ．１から２０については、冷間圧延により、板厚１．０ｍｍの冷間圧延材を得た。供試材Ｎｏ．２１については、冷間圧延の途中で、中間焼鈍を行った。熱間圧延後に冷間圧延にて３．０ｍｍまで圧延を行った後、中間焼鈍の条件として、３５０℃×４時間で熱処理を実施した。その後、冷間圧延にて１．０ｍｍの冷間圧延材を得た。
全ての供試材は１．０ｍｍまで冷間圧延後に、最終焼鈍として４００℃で３時間の熱処理を付加してＯ材調質の材料を得た。
熱間圧延材の厚さは、７．０ｍｍとし、その後、冷間圧延を行った。
冷間圧延の条件は、１パス当たりの圧下率を１５％から３０％の間で実施した。供試材Ｎｏ．１から２０については、冷間圧延により、板厚１．０ｍｍの冷間圧延材を得た。供試材Ｎｏ．２１については、冷間圧延の途中で、中間焼鈍を行った。熱間圧延後に冷間圧延にて３．０ｍｍまで圧延を行った後、中間焼鈍の条件として、３５０℃×４時間で熱処理を実施した。その後、冷間圧延にて１．０ｍｍの冷間圧延材を得た。
全ての供試材は１．０ｍｍまで冷間圧延後に、最終焼鈍として４００℃で３時間の熱処理を付加してＯ材調質の材料を得た。
【0035】
「化合物の分布状態」
２００μｍ以上の化合物の確認
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を機械研磨し、光学顕微鏡にて金属間化合物を観察した。光学顕微鏡にて倍率×１００で、０．３５ｍｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚取得した画像より、画像解析ソフト（例えばＩｍａｇｅＪ、Ｗａｙｎｅ Ｒａｓｂａｎｄ開発）を用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、その結果を表２に示した。
２００μｍ以上の化合物の確認
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を機械研磨し、光学顕微鏡にて金属間化合物を観察した。光学顕微鏡にて倍率×１００で、０．３５ｍｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚取得した画像より、画像解析ソフト（例えばＩｍａｇｅＪ、Ｗａｙｎｅ Ｒａｓｂａｎｄ開発）を用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、その結果を表２に示した。
【0036】
１００～５００ｎｍの化合物の確認
上記と同様に圧延方向に平行な断面にクロスセクションポリッシャ加工を施し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ；日本電子製ＪＳＭ－７９００Ｆ）を用いて二次電子像を倍率３００００倍で、１２μｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚の画像を取得した。取得した画像より画像解析ソフトを用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、表２に示した。
上記と同様に圧延方向に平行な断面にクロスセクションポリッシャ加工を施し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ；日本電子製ＪＳＭ－７９００Ｆ）を用いて二次電子像を倍率３００００倍で、１２μｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚の画像を取得した。取得した画像より画像解析ソフトを用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、表２に示した。
【0037】
［引張強さ、０．２％耐力］
引張試験
圧延方向と平行になるようＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法で５号試験片を採取し、０．２％耐力および引張強さを測定した。引張強さは、１４０ＭＰａ未満を×、１４０ＭＰａ以上、１８０ＭＰａ未満を〇、１８０ＭＰａ以上を◎とし、その結果を表２に示した。
引張試験
圧延方向と平行になるようＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法で５号試験片を採取し、０．２％耐力および引張強さを測定した。引張強さは、１４０ＭＰａ未満を×、１４０ＭＰａ以上、１８０ＭＰａ未満を〇、１８０ＭＰａ以上を◎とし、その結果を表２に示した。
【0038】
０．２％耐力は、５０ＭＰａ未満は×、５０ＭＰａ以上、７０ＭＰａ未満を〇、７０ＭＰａ以上を◎とし、表２に示した。
【0039】
［平均ｒ値］
ＪＩＳＺ２２５４：２００８に準ずる方法で、塑性ひずみ５～１０％の間でのｒ値を測定した。圧延方向に平行方向を０°としてｒ０°を測定し、同様に４５°方向からｒ４５°および９０°方向からｒ９０°を測定した。
平均ｒ値として（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４を算出し、その絶対値が０．６以上、０．７未満のものを〇、０．７以上のものを◎とし、０．６未満のものは×として評価し、算出値および評価を表２に示した。
ＪＩＳＺ２２５４：２００８に準ずる方法で、塑性ひずみ５～１０％の間でのｒ値を測定した。圧延方向に平行方向を０°としてｒ０°を測定し、同様に４５°方向からｒ４５°および９０°方向からｒ９０°を測定した。
平均ｒ値として（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４を算出し、その絶対値が０．６以上、０．７未満のものを〇、０．７以上のものを◎とし、０．６未満のものは×として評価し、算出値および評価を表２に示した。
【0040】
[成形性評価]
成形性の評価として、打ち抜きと曲げを踏まえたプレス成型加工を実施した。寸法精度が特に優れたものをＡ、それ以外で規格をクリアしたものをＢとして合格判定し、優れなかったものをＣとして不合格判定した。
成形性の評価として、打ち抜きと曲げを踏まえたプレス成型加工を実施した。寸法精度が特に優れたものをＡ、それ以外で規格をクリアしたものをＢとして合格判定し、優れなかったものをＣとして不合格判定した。
【0041】
【表1】
【0042】
【表2】
【要約】
【課題】粗大な金属間化合物の生成が抑制され、強度と成形性に優れたアルミニウム合金を提供する。
【解決手段】アルミニウム合金は、質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～０．９％、Ｆｅ：０．２～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１.１％、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する。
【選択図】なし
【解決手段】アルミニウム合金は、質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～０．９％、Ｆｅ：０．２～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１.１％、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、０．２％耐力が５０～８０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する。
【選択図】なし