JP2015028192A

JP2015028192A - 導電用Ａｌ合金板材

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Publication number: JP2015028192A
Application number: JP2013157426A
Authority: JP
Inventors: 蓬田翔平; Shohei Yomogida; 熱田賢; Ken Atsuta; 鈴木義和; Yoshikazu Suzuki
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2013-07-30
Filing date: 2013-07-30
Publication date: 2015-02-12
Anticipated expiration: 2033-07-30
Also published as: JP6148925B2

Abstract

【課題】母材強度、導電率、溶接性及び接続性に優れた導電用Ａｌ合金板材を提供する。【解決手段】Ｆｅ：０．７０〜２．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜２．００ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金の金属組織中に、１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が１４０００個／ｍｍ２以上存在し、かつ、２０μｍ以上の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が存在しないことを特徴とする導電用Ａｌ合金板材。【選択図】なし

Description

本発明は、例えば電気自動車、ハイブリット車又は鉄道車両等の移動体や、配電盤や蓄電システム等の定置型の産業設備において、電池や電気機器を電気的に接続する導電用Ａｌ合金板材に関する。

一般に電池や電気機器を接続するための導電体は、導電率と強度のバランスからＣｕ合金が主に用いられているが、コスト低減や軽量化のため、Ｃｕ製の導電体をＡｌ又はＡｌ合金へ置き換える試みが近年活発になっている。

因みに、前記Ｃｕ製導電体をＡｌ又はＡｌ合金に代える場合、Ｃｕの比重が８．８９で、Ａｌの比重が２．７０であること、純銅の導電率１００％ＩＡＣＳに対しＡｌ（１０６０）の導電率は６１％ＩＡＣＳであることからすると、電気抵抗を同等とする場合には、Ａｌ導電体の断面積はＣｕ導電体の１６０％に増加する一方で、重量は５０％に減少する。通電電流を同等とする場合には、Ａｌ導電体の断面積はＣｕの１２５％に増加する一方で重量は４０％に減少する。これらのことから、電気的使用条件が同じであるならば、Ａｌ導電体はＣｕ導電体の半分以下の重量で足りることになる。

導電体をＣｕからＡｌへ置き換える上で問題となるのは、強度や導電性などの材料特性と、導電体同士の電気的な接合性、或いは、導電体と電池や電気機器との電気的な接合性（接触抵抗等）である。これらの接合性に関しては、従来はボルト締めが主流であるが、Ｃｕと比較してＡｌの接触抵抗が高いことを一因として、近年ではレーザ溶接やアーク溶接、超音波溶接などの溶接による接合法も使用されるようになっている。したがって、Ａｌ導電体には、（１）高強度高導電率であること、（２）ボルト締めによる接続時のボルト緩み性に優れること、（３）溶接性に優れることが要求される。

Ａｌに種々の元素を添加させることにより、Ａｌ合金の高強度化が可能であることは一般的に知られているが、添加する元素によっては導電率の低下を引き起こし、導電用Ａｌ合金としては不適切である場合がある。導電率を大きく低下させずに強度を向上させる添加元素としてはＦｅが知られており、Ａｌ−Ｆｅ系合金は強度、導電率に優れるＡｌ合金である。一方で、Ａｌ合金において溶接性を向上させるためには添加元素の種類と添加量、形成される金属間化合物の種類とその分布を制御する必要がある。一般的にＡｌ−Ｆｅ系合金はレーザ溶接時の光の反射率や溶接割れ感受性を低下させるため、溶接性に優れることが知られている。しかしながら、Ａｌ−Ｆｅ系合金におけるＦｅの添加量は製造上の問題から共晶組成以下に制限されるため、Ｆｅの添加による高強度化及び溶接性の向上には限界があった。

特許文献１には、電子機器の導電部品や放熱部品、フィン材として、ＦｅとＮｉを含有する高強度、高導電性のＡｌ合金材が提案されている。しかしながら、Ａｌ合金材の導電率及び溶接性は、同一成分の合金においても製造工程によって変化するものであるにも拘わらず、詳細な製造方法が記載されていない。また、金属組織が規定されておらず、導電部品に必要とされるボルト締結性及び溶接性、曲げ性などの評価が不明である。したがって、特許文献１に記載の発明は、ＦｅとＮｉの添加による高強度高導電率Ａｌ合金の実現を示唆するに過ぎず、本発明の主旨である溶接性の向上や導電用Ａｌ合金材としての適用については何等の記載も示唆もない。

特許文献２には、電池ケース蓋用Ａｌ合金材として、レーザ溶接性に優れるＡｌ−Ｆｅ系合金材が提案されている。しかしながら、導電率については評価されておらず、導電部品としての適用を目的としていない。また、金属組織は規定されているものの、導電部品に必要とされるボルト締結性及び溶接性、曲げ性などの評価は不明である。

特許文献３には、添加元素Ｆｅ、Ｓｉの添加量を制限したＡｌ合金をバスバー材に適用し、レーザ溶接にてバスバー材を接合する方法が提案されている。しかしながら、添加元素量が少量のＡｌ合金では十分な母材強度が確保されない。従って、製品組み立て時のハンドリングや、製品として使用中の振動などで不適切に変形する可能性があり、バスバーとしての適用範囲が制限されるという問題があった。また、バスバー材の接合相手材は主にＪＩＳ規格の１０００系、３０００系、５０００系及び６０００系のＡｌ合金が用いられるが、特に、５０００系や６０００系と溶接を行う場合には、割れが発生することが多いという問題もあった。

特開２０１１−２５４１３５号公報特開２００９−５２１２６号公報特開２０１１−１７１０８０号公報

本発明は、電池や電気機器を接続するための導電用Ａｌ合金板材であって、母材強度、導電率、ボルト緩み性及び溶接性に優れた導電用Ａｌ合金板材を提供することを目的とする。

本発明者等は鋭意研究を重ねた結果、導電用材とするＡｌ−Ｆｅ系合金においてＮｉを適量添加することと、それによって形成されるＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の分布を厳密に調整することによって、従来技術の問題を解決できることを見出して本発明を完成するに至った。

本発明は請求項１において、Ｆｅ：０．７０〜２．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金の金属組織中に、１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が１４０００個／ｍｍ^２以上存在し、かつ、２０μｍ以上の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が存在しないことを特徴とする導電用Ａｌ合金板材とした。

本発明は請求項２では請求項１において、前記アルミニウム合金が、Ｔｉ：０．００５〜０．３００ｍａｓｓ％を単独で、或いは、これに、Ｂ：０．０００１〜０．０５００ｍａｓｓ％及びＣ：０．０００１〜０．００２０ｍａｓｓ％の少なくとも一方を更に含有するものとした。

本発明は請求項３では請求項１又は２において、導電用Ａｌ合金板材がＯ材に調質された際の引張強度を９０ＭＰａ以上とした。

本発明は請求項４では請求項１〜３のいずれか一項において、導電用Ａｌ合金板材が５５．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するものとした。

本発明により、導電率、母材強度、ボルト緩み性及び溶接性に優れた導電用Ａｌ合金板材を提供することができる。

本発明に係る導電用Ａｌ合金板材は、所定のＡｌ合金組成を有し、金属組織中のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が所定の分布状態に制御されている。以下に、これらについて詳細に説明する。

１．Ａｌ合金組成
本発明に係る導電用Ａｌ合金板材は、必須元素としてＦｅ：０．７０〜２．００ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）、Ｎｉ：０．０５〜２．０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。また、選択的添加元素として、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％を単独で更に含有させ、或いは、これに、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％及びＣ：０．０００１〜０．００２０％の少なくとも一方を更に含有させてもよい。

Ｆｅ：０．７０〜２．００％
Ｆｅは材料中にはほとんど固溶しないため、固溶による導電率低下への影響が小さく、Ａｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物として、分散により強化及び溶接性に寄与する必須元素である。Ｆｅの含有量が２．００％を超えると、粗大なＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が形成されるため、加工性が低下すると共に溶接時の溶融挙動が不安定化する。Ｆｅの含有量が０．７０％未満では、十分な母材強度を得られないと共に、１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の面密度が小さくなる。Ｆｅ含有量は、好ましくは１．２０〜２．００％である。

Ｎｉ：０．０５〜２．００％
Ｎｉは材料中において、主にＡｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物として、分散により強化及び溶接性に寄与する必須元素である。また、従来のＡｌ−Ｆｅ系合金にＮｉを添加することで、形成されるＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の微細化に寄与する。Ｎｉの含有量が０．０５％未満では、十分な母材強度を得られないと共に１〜３μｍの前記金属間化合物の面密度が小さくなる。更に、Ｎｉの含有量が０．０５％未満では、Ｆｅの含有量が０．７％以上であってもＡｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が粗大化し、１〜３μｍの円相当直径を有するこれら金属間化合物の面密度が小さくなることや、２０μｍ以上の円相当直径を有するこれら金属間化合物を形成する場合がある。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、粗大なＡｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系金属間化合物が形成されるため、加工性が低下すると共に溶接時の溶融挙動が不安定化する。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．００〜２．００％である。

また、Ｆｅ及びＮｉは共添加によって溶接割れの抑制に寄与する。Ｆｅの含有量をＣｆｅ（％）、Ｎｉの含有量をＣｎｉ（％）とした時、両成分の好ましい組成範囲はこれら含有量の積Ｘ（Ｘ＝Ｃｆｅ×Ｃｎｉ）が０．０５以上の範囲である。Ｘが０．０５未満では、共添加している場合でも割れ抑制効果が十分でなく、溶接割れが発生する場合がある。なお、Ｘの上限値は、Ｃｆｅ＝Ｃｎｉ＝２．０（％）の場合の４．０である。

Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｃ：０．０００１〜０．００２０％
Ｔｉはマトリクス中に固溶して強度向上させる他に、層状に分布して板厚方向の腐食の進展を防止する効果を発揮する。また、ＴｉとＢから形成されるＴｉＢ_２と、ＴｉとＣから形成されるＴｉＣは、鋳塊組織の微細化材として作用する。更に、Ｔｉは、溶接時には溶接部の結晶粒微細化に寄与し、溶接割れ抑制の効果を発揮する。本発明では、選択的添加元素として、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％を単独で含有させ、或いは、これに、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％及びＣ：０．０００１〜０．００２０％の少なくとも一方を含有させるのが好ましい。Ｔｉが０．００５％未満では、上記効果が十分に得られず、０．３００％を超えると十分な導電率が得られない。Ｂが０．０００１％未満では、微細化材の効果が十分に得られず、０．０５００％を超えるとＴｉ−Ｂ系化合物（例えば、ＴｉＢ_２）の粗大凝集物によって溶融挙動が不安定化し、溶接において溶け込み深さやビード幅が不均一となる。また、Ｃが０．０００１％未満では、十分な微細化効果が得られず、０．００２０％を超えるとＴｉ−Ｃ系化合物（例えば、ＴｉＣ）の粗大凝集物により、溶接時の安定性が悪化する。なお、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１０〜０．１００％であり、Ｂ含有量は好ましくは０．０００５〜０．００５０％であり、Ｃ含有量は好ましくは０．０００５〜０．００１０％である。

上記Ａｌ合金は、不可避的不純物としてＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｍｇを含有していてもよい。まず、Ｓｉはアルミ地金に含有されるためＡｌ合金中に含有される代表的な不可避的不純物である。Ｓｉ含有量は、０．３％未満、好ましくは０．１％未満に規制するのが好ましい。Ｓｉ含有量が０．３％を超えるとＦｅとの化合物が形成され易く、粗大晶出物が生成し易くなり加工性が低下する。また、Ｓｉ含有量が０．３％を超えると、溶接性も阻害するため不適当である。

ＭｎはＡｌ合金中に多く固溶して導電率を低下させるため、０．０５％未満に規制するのが好ましい。

ＣｕはＡｌ合金中に多く固溶して導電率を低下させると共に、溶接性や耐食性を低下させるため、０．０５％未満に規制することが好ましい。

ＭｇはＡｌ合金中に多く固溶して導電率を低下させると共に、溶接性を低下させるため、０．０５％未満に規制することが好ましい。

本発明では、不可避的不純物として上記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ及びＭｇ以外のものを全体で０．１５％以下、更に含有していてもよい。

２．Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の分布
本発明に係る導電用Ａｌ合金板材では、金属組織中に、１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が１４０００個／ｍｍ^２以上存在し、かつ、２０μｍ以上の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が存在しない。１〜３μｍの円相当直径を有する前記金属間化合物は金属組織中に多数存在することでレーザ光の吸収や溶融挙動を安定化させるため、溶融溶接におけるＡｌ合金の溶け込みを安定化させる。前記金属間化合物の面密度が１４０００個／ｍｍ^２未満では、レーザ光の吸収や溶融挙動が不安定となるため導電体の接合が困難になるだけでなく、ＦｅとＮｉの固溶量が多量となり、導電用材として必要な導電率が得られない。前記金属間化合物の好ましい面密度は、２００００個／ｍｍ^２以上である。また、前記金属間化合物の面密度の上限は特に規定するものではないが、組成と製造工程により自ずと上限は決まり、本発明では５００００個／ｍｍ^２である。

対象となるＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の円相当直径は１〜３μｍである。円相当直径が１μｍ未満のこれらＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物は、導電体の要求特性や溶接性に影響を与えることがない。従って、円相当直径が１μｍ未満のものは対象外とした。

また、２０μｍ以上の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物はレーザ光の吸収や溶接時の溶融挙動を不安定化させ、イレギュラービードの原因となる。本発明で用いるＡｌ合金板材では、添加するＦｅとＮｉの濃度を所定の範囲に規定することに加えて、後述する製造方法を採用することによって、２０μｍ以上の円相当直径を有するものが存在しないようにするものである。なお、１５μｍを超える円相当直径を有する前記金属間化合物が存在しないのが好ましい。

なお、３μｍを超え２０μｍ未満の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物は、溶融挙動を不安定化させる場合もあるがその程度は小さく、また、請求項１に記載の組成範囲において発生頻度が少ないため溶接性に影響を与えない。従って、円相当直径が３μｍを超え２０μｍ未満のものは対象外とした。

ここで、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ―Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物とは、ＦｅＡｌ_３、ＦｅＡｌ_６、ＦｅＡｌ_ｍ、ＦｅＡｌＳｉ、ＮｉＡｌ_３、Ｎｉ_２Ａｌ_３、ＮｉＡｌ、Ｎｉ_３Ａｌ、ＦｅＮｉＡｌ_９などの金属間化合物をいう。

３．Ｏ材に調質された際の引張強度
本発明に係る導電用Ａｌ合金板材は、Ｏ材に調質された際において９０ＭＰａ以上の引張強度を有するのが好ましい。溶接部及びその近傍の熱影響部では、加工ひずみによる強化は消失又は低減する。従って、調質をＯ材とした際の引張強度を９０ＭＰａ以上とすることにより、構造用材料として溶接部において最低限の強度を確保できる。Ｏ材としたときの引張強度の上限は特に規定するものではないが、組成と製造工程により自ずと上限は決まる。本発明では、上限を１７０ＭＰａとする。また、このような強度を有することにより、ボルト締めする場合に締結部に生じる緩みによる接触抵抗の増加を抑制することができる。調質はＯ材に限定する必要はなく、加工硬化によりＨ材として強度を増した材料を用いてもよい。

４．導電率
導電体には、高い導電性が要求される。本発明では、導電用Ａｌ合金板材の導電率を５５．０％ＩＡＣＳ以上に規定する。ＩＡＣＳが５５．０％未満では、導電体として必要な導電性が不十分となり、電力損失が増大するような障害が発生する。導電率の上限は特に規定するものではないが、材料により自ずと上限が決まる。本発明では、上限を６１．０％ＩＡＣＳとする。

５．製造方法
本発明に係る導電用Ａｌ合金板材は、鋳造工程、均質化工程、面削工程、熱間圧延の予備加熱工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を経て製造される。

５−１．鋳造工程
所定の組成に調整したＡｌ合金の溶湯を用いて、鋳造工程により鋳塊を作製する。導電率５５．０％ＩＡＣＳ以上を達成するために、鋳造方法は半連続鋳造法（ＤＣ法）を用いるのが好ましいが、連続鋳造法（ＣＣ法）によって鋳塊を製造しても良い。ＤＣ法を用いる際は、円相当直径が２０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生成しないようにするため、鋳槐の中心部から表面のいずれの場所においても、冷却速度を０．１〜１００℃／秒の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．５〜２５℃／秒である。

５−２．均質化処理工程
鋳造工程で作製された鋳塊は、均質化処理工程にかけられる。均質化処理条件は、５２０〜６２０℃の温度で４〜１０時間加熱し、次いで、５００℃から４００℃への冷却速度を５０℃／時間以下、好ましくは３０℃／時間以下とする。これにより、円相当直径が１〜３μｍのＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の面密度を１４０００個／ｍ^２以上とすることができる。均質化処理温度を５２０℃未満とした場合や加熱時間を４時間未満とした場合には、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物を十分析出させることができない。一方、均質化処理温度が６２０℃を超えると、鋳塊が溶融する恐れがあるため好ましくない。また、加熱時間が１０時間を超える場合、材料特性は問題ないが生産性が損なわれる。また、上記冷却速度が５０℃／時間を超える場合は、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の面密度が１４０００個／ｍ^２未満となる可能性がある。

５−３．面削工程と予備加熱工程
均質化処理工程の前又は後に鋳塊を面削工程にかけて、表面部分を除去する面削を行う。均質化処理工程前に面削工程にかける場合は、均質化処理工程が熱間圧延のための予備加熱工程を兼ねることができる。この場合には、面削した鋳塊を均質化処理温度で所定時間保持後に所定温度まで冷却した後に、熱間圧延のための予備加熱工程を経ずに直ちに熱間圧延工程を開始してもよく、或いは、熱間圧延工程の開始温度とそれより４０℃高い温度との範囲内で、０．５〜４時間の熱間圧延のための予備加熱工程にかけてから熱間圧延工程を開始してもよい。

均質化処理工程後に面削工程にかける場合は、面削後に熱間圧延のための予備加熱工程にかけることが必要になる。この予備加熱工程では、熱間圧延工程の開始温度とそれより４０℃高い温度の範囲内で、面削した鋳塊を０．５〜４時間加熱する。

面削工程を均質化処理工程の前後のいずれに行った場合であっても、予備加熱工程の温度が、熱間圧延工程の開始温度より４０℃高いと、熱間圧延開始温度に調整するための時間が長くなり、生産性が損なわれ、上記範囲未満の場合には熱間圧延開始温度に届かないため、非効率である。また、予備加熱時間が０．５時間未満ではスラブ全体を十分に加熱できないため、安定した熱間圧延が困難となり、４時間を超えても材料特性は問題ないが、生産性が損なわれる。

５−４．熱間圧延工程
熱間圧延工程の開始時における鋳塊温度は特に限定されるものではないが、効率的な熱間圧延を行うためには３５０〜５２０℃とするのが好ましい。この温度が３５０℃未満では安定した熱間圧延が困難となり、５２０℃を超えると熱間圧延における再結晶粒が粗大化し、外観不良の原因となる場合がある。また、板厚が２ｍｍ以上のＡｌ合金板を導電体として用いる場合には、後述の冷間圧延工程を経ないで、熱間圧延工程後のＡｌ合金板（調質Ｈ１１２材又はＯ材）を導電体として用いるのが好ましい。

５−５．冷間圧延工程と焼鈍工程
熱間圧延工程後に圧延材を冷間圧延工程にかけることによって、所定の板厚まで圧延することができる。特に、製品板厚が２ｍｍを下回る場合は冷間圧延工程にかけるのが好ましい。また、冷間圧延工程の途中又は冷間圧延工程後に焼鈍工程を設けてもよい。これに代わって、熱間圧延工程後に冷間圧延工程を設けずに焼鈍工程を設けてもよい。冷間圧延条件と焼鈍条件は特に限定されるものではなく、製品の要求強度と成形性に応じて、両者のバランスを考慮することによって適宜決定すればよい。中間焼鈍やＯ材とするための最終焼鈍では、均一な再結晶組織を得るために、バッチ焼鈍炉を用いて３５０〜５００℃で０．５〜８時間保持する条件が好適である。この焼鈍は、場合により急速に加熱冷却する連続焼鈍ラインを用いて実施してもかまわないが、その場合、３７０〜５２０℃の好適範囲で設定された所定焼鈍温度に材料温度が到達した後の保持時間を０秒（保持無しで直ちに冷却）〜６０秒とするのが好ましい。また、Ｈ２Ｘ材とするための最終焼鈍は、必要とする回復度を達成するために条件を適宜選択して実施すればよいが、バッチ焼鈍炉を用いて１５０〜２８０℃で０．５〜８時間保持する条件範囲が好適である。但し、中間焼鈍を行わない場合の冷間圧延のトータル圧下率、或いは、中間焼鈍を行う場合の中間焼鈍後の冷間圧延の圧下率が７０％以上になると硬化し過ぎて曲げ性が悪化するため、７０％未満とすることが好ましい。

６．導電用Ａｌ合金板材と他部材との接合
本願発明に係る導電用Ａｌ合金板材と各種電気機器を溶接で接合する際は、連続波やパルス波によるレーザ溶接やＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接などが選択可能である。また、ボルト締めする際の締め付けトルクは直径により適宜調整が必要になる。さらに、導電体の一方の端を溶接で、他方の端をボルト締めで固定するように接続方法を２種類適用することも可能である。

本導電体を接続する相手部材としては、バスバー、端子部品などを選択することができ、材料としては同一のＡｌ合金、他のＡｌ合金である１０００系、３０００系、５０００系、６０００系、更に銅及び銅合金などを適用できる。

本発明の実施例について、以下に記載する本発明例と比較例に基づいて説明する。これらの実施例は本発明の一実施形態を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。

表１に示す組成のＡｌ合金を用いて、半連続鋳造法により厚み５５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。鋳造時の冷却速度は面削処理後の鋳塊の二次デンドライト枝間隔（ＤＡＳ）測定より推定し、鋳塊全域において冷却速度が０．５〜２５℃／秒となる範囲で鋳造を行った。なお、表１中の「−」は無添加であることを示す。得られた鋳塊に対して面削を行い、温度５６０℃で保持時間４時間の均質化処理を施した後、一度室温まで冷却した。前記均質化処理における５００℃から４００℃までの冷却速度は３０℃／時間とした。その後、４５０℃で保持時間を１時間として予備加熱を施した後、４３０℃まで冷却した鋳塊を熱間圧延工程（開始温度４３０℃）によって板厚を３ｍｍとし、続いて冷間圧延により板厚を１ｍｍとした。ここで得られたＡｌ合金板を調質Ｈ１８材の評価試料とした。また、調質Ｈ１８材のＡｌ合金板に対して、バッチ焼鈍炉を用いて４５０℃で保持時間２時間の最終焼鈍を施し、調質がＯ材のＡｌ合金板を得た。

表１の合金ｋ、ｌは、Ｆｅを単独で高濃度添加しているため、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物が生じて製造が困難であった。従って、表１中の合金のうち、合金ｋ、ｌを除くＡ〜Ｑ及びａ〜ｊを用いてＡｌ合金板試料を作製した。

以上のようにして作製した試料の導電率、引張強度、金属間化合物の分布、溶接性及びボルト緩み性を以下のようにして評価した。

１．導電率
シグマテスターを用いて、渦電流法により導電率（％ＩＡＣＳ）を測定した。

２．引張強度
引張強度はＪＩＳＺ２２０１で規定されるＪＩＳ５号試験片を試料から切り出し、ＪＩＳＺ２２４１準拠による引張試験により測定した。

３．金属間化合物の分布
試料の金属組織中に存在する１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ―Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の分布状態（面密度）は、試料の板表面を研磨後ケラーエッチングし、任意断面５箇所において、それぞれ０．０２５ｍｍ^２の視野を５００倍で光学顕微鏡にて観察した。観察画像は画像解析ソフトによって解析した。すなわち、観察した金属間化合物の大きさを面積が同一の円としたときの円の直径に換算し、この円相当直径が１〜３μｍを有する金属間化合物の個数を解析して平均値を求めた。更に、面密度測定と同じ各視野において、粗大金属間化合物の円相当直径も測定した。すなわち、観察された各金属間化合物のうち、最大円相当直径を有するものの当該円相当直径を同じ画像解析により求めた。最大円相当直径が１５μｍ以下の場合を「◎」、１５μｍを超え２０μｍ未満の場合を「○」、２０μｍ以上の場合を「×」とした。

４．レーザ溶接性
レーザ溶接性については、イレギュラービードと溶接割れ感受性で評価した。

４−１．イレギュラービード
板厚１．５ｍｍのＡｌ合金板試料に対し、レーザ出力を２０００Ｗ、溶接速度を１５ｍ／分、集光径を０．３ｍｍφ、連続波（ＣＷ：ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓＷａｖｅ）条件でビードオンプレート（ＢＯＰ）溶接を長さ１００ｍｍにわたって実施した。そして、形成された溶接ビードの形状を測定し、イレギュラービードについて評価した。具体的には、ビード幅の最大値と最小値の差がビード平均幅に対して１０％未満のものを「◎」、１０〜１５％のものを「○」、１５％を超えるものを「×」として評価した。◎及び○を合格とし、×を不合格とした。

４−２．溶接割れ感受性
また、相手材となるアルミニウム合金を変えてレーザ溶接したときの溶接割れ感受性を評価した。評価サンプルとしては、試料及び相手材をそれぞれ幅６０ｍｍ×長さ１００ｍｍの短冊形状に加工し、長辺同士を突合せてレーザ溶接を行った。相手材としては、一般的なアルミニウムのＪＩＳ合金である３００３、５４５４、６１０１を用いた。溶接条件は、レーザ出力を１６００Ｗ、溶接速度を１．２ｍ／分、集光径を０．３ｍｍφ、パルス波（ＰＷ：ＰｕｌｓｅＷａｖｅ）とした。評価は、溶接後断面を観察して、溶接部表面及び断面に溶接割れがないものを「◎」、断面のみに溶接割れが生じているものを「○」、表面及び断面に溶接割れが生じているものを「×」とした。◎及び○を合格とし、×を不合格とした。

５、ボルト緩み性
ボルト締めした際のボルトの緩み性能の評価は、次の試験で行なった。即ち、５ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの板に直径８ｍｍの貫通孔を開けて、Ｍ８のボルトを締め付けトルク１２Ｎ・ｍで締め付け、この状態で加熱して１２０℃で３時間保持した。次に、これを室温まで冷却してボルトの解放トルクを測定して、締め付けトルクと解放トルクの変化率を求めた。評価は、変化率が１０％以下を合格「○」、１０％よりも大きいものを不合格「×」と判定した。

上記各評価結果を表２に示す。本発明例１〜２０では、本発明範囲を満たすためいずれの評価も合格であった。

一方、比較例１〜１０では、本発明範囲を満たさないため、少なくともいずれかの評価が不合格となった。

比較例１では、Ｆｅ及びＮｉの含有量が少ないためＯ材強度が不足して、ボルト緩み性が不合格であった。また、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の面密度が小さくなり、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。更に、Ｆｅ及びＮｉの含有量が少ないため、パルス波による突合せ溶接において溶接部表面及び断面に溶接割れが発生した。

比較例２ではＮｉの含有量が少ないため、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物の面密度が小さくなり、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。また、Ｎｉの含有量が少ないため、パルス波による突合せ溶接において５４５４材と６０６１材で表面及び断面に溶接割れが発生した。

比較例３ではＮｉの含有量が少ないため、２０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生成し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例４ではＮｉ含有量が多いため、２０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生成し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例５ではＦｅ含有量が多いため、２０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生成し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例６ではＦｅ及びＮｉの含有量が多いため、導電率が低く、また、２０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生成し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例７ではＴｉの含有量が多いため、導電率が低くなった。

比較例８ではＢの含有量が多いため、Ｔｉ−Ｂ系化合物の凝集物が粗大化し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例９ではＣの含有量が多いため、Ｔｉ−Ｃ系化合物の凝集物が粗大化し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

比較例１０ではＴｉ、Ｂ、Ｃの含有量が多いため、Ｔｉ−Ｂ、Ｔｉ−Ｃ系化合物の凝集物が粗大化し、レーザ溶接時にイレギュラービードが発生した。

本発明により、導電率、母材強度、ボルト緩み性および溶接性に優れた導電用Ａｌ合金板材を提供することができる。

Claims

Ｆｅ：０．７０〜２．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜２．００ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、当該アルミニウム合金の金属組織中に、１〜３μｍの円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が１４０００個／ｍｍ^２以上存在し、かつ、２０μｍ以上の円相当直径を有するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が存在しないことを特徴とする導電用Ａｌ合金板材。
前記アルミニウム合金が、Ｔｉ：０．００５〜０．３００ｍａｓｓ％を単独で、或いは、これに、Ｂ：０．０００１〜０．０５００ｍａｓｓ％及びＣ：０．０００１〜０．００２０ｍａｓｓ％の少なくとも一方を更に含有する、請求項１に記載の導電用Ａｌ合金板材。
Ｏ材に調質された際の引張強度が９０ＭＰａ以上である、請求項１又は２に記載の導電用Ａｌ合金板材。
５５．０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の導電用Ａｌ合金板材。