JP3652431B2 - ホウ素含有Ａｌ基合金 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、使用済み核燃料の輸送容器や貯蔵容器等の構造用材料として有用な、中性子吸収作用を有するホウ素含有Ａｌ基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
中性子吸収作用を有する構造用材料として、Ａｌ合金中にホウ素を添加した合金が用いられている。この様な合金を製造するには、通常、Ａｌ溶湯中にホウ素を粉末状またはＡｌ−Ｂ合金の形で添加するか、あるいはＡｌ溶湯中にＫＢＦ4等のホウ弗化物の形で添加してＡｌ−Ｂ金属間化合物を生成する方法が用いられているが、強度や延性等の機械的特性を高める為に種々の改良が施されている。
【０００３】
例えば特開平１−３１２０４４号公報には、ホウ素を、１２ホウ化アルミニウム（ＡｌＢ12）の粉末または少なくともＡｌＢ12を主に含むＡｌ−Ｂ母合金の状態で添加することによりＢとＭｇの反応を抑制し、それら金属間化合物の生成に基づく強度の低下を図る方法が開示されている。また特開平１−３１２０４３号公報には、ＢとＭｇの反応を抑制する為に、溶解処理を１２００℃以上の高温度領域で行う方法が開示されている。更に特開平４−３３３５４２号公報には、溶湯の高粘性を解消して成形加工性を高めることを目的として、６８０〜８５０℃の温度域でＫＢＦ4をＡｌと反応させ、生成したＡｌＢ2 結晶を含むＡｌ−Ｂ合金溶湯中にＫ2 ＴｉＦ6 を少量添加することにより、粘性の低い鋳込性の良いＡｌ−Ｂ合金を得る方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、これらの方法で製造された合金は、いずれも一旦固まった後は再利用できないという問題がある。即ちスクラップ合金を再度溶解すると、非常に安定で且つ脆い金属間化合物ＡｌＢ12が不可避的に生成する為、構造用材料として再利用する上で問題がある。更に構造用材料として再生するには、スクラップ合金を熱間圧延したり押出し加工等を施す必要があるが、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ12の占める割合が体積率で２０％を超えて存在すると加工が非常に困難となり、このこともスクラップ合金の再利用を困難にする原因となっている。
【０００５】
上述した方法のうち特開平４−３３３５４２号公報に記載の合金は、Ｔｉを０．００１〜０．０５重量％含有すると共に、ホウ素が全てＡｌＢ2 結晶からなるＡｌ−Ｂ合金であるが、この合金はＭｇ，Ｓｉ等を含有していない為強度等の機械的特性に劣る他、再溶解するとＡｌＢ12が不可避的に生成し、スクラップ合金の再利用ができないという不具合を伴っている。
【０００６】
更に上記の方法ではいずれも天然ホウ素を使用している。そもそもホウ素は10Ｂ（約２０％）と11Ｂ（約８０％）からなる同位体組成を有しており、このうち優れた中性子吸収能を有するのは主に10Ｂである。その為、所望の中性子吸収作用を得るには、実際のところ約２．５〜７．５％の天然ホウ素を使用する必要があり、高価なホウ素を多量に使用する為、製造コストが上昇するという問題も伴っている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述した事情に着目してなされたものであり、その目的は製造コストを低減できると共に、スクラップの再生が可能であり、強度や延性などの機械的特性も良好な中性子吸収作用を有するホウ素含有Ａｌ基合金を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、Ｂ：０．５〜１．５％（質量％，以下同じ）、並びに残部：Ａｌ及び不可避不純物であり、且つ10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足すると共に、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2の占める割合が体積率で８０％以上であるところに要旨を有するものである。
【０００９】
具体的には、本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、以下の成分系を包含するものである。
▲１▼更にＭｇ：２〜８％を含有するに記載のホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ系合金。
▲２▼更にＭｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
▲３▼更にＭｇ：１．０〜４．０％およびＺｎ：０．８〜８．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金。
▲４▼更にＣｕ：１．５〜７．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｃｕ系合金。
▲５▼更にＭｎ：０．３〜２．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｎ系合金。
これら▲１▼〜▲５▼の各合金は、夫々以下の選択許容元素（いずれの元素も０％を含まない）を積極的に添加することができる。
【００１０】
▲６▼前記▲１▼または▲２▼の合金において、更に、Ｃｕ：０．６％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ系合金またはホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
▲７▼前記▲３▼の合金において、更に、Ｃｕ：３．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金。
▲８▼前記▲４▼の合金において、更に、Ｍｇ：１．８％以下，Ｍｎ：１．２％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｃｕ系合金。
▲９▼前記▲５▼の合金において、更に、Ｍｇ：１．８％以下，Ｃｕ：０．６％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｎ系合金。
【００１１】
更に、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）であるものや、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を除く他の合金において、Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）およびＳｉ：１．５％以下（０％を含む）であるものは、本発明の好ましい実施態様である。
また、これらの合金において、表面膨れの少ない表面性状に優れた合金を得ることを目的として、残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含む）に抑制したものは本発明の好ましい実施態様である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明では、スクラップの再生が可能であって、且つ強度や加工性等の機械的特性の良好なホウ素含有Ａｌ基合金を提供すべく、特に溶解時の溶解温度に着目して検討を重ねていった。溶解温度を制御する公知の方法としては上述した特開平１−３１２０４３号公報に記載の方法が挙げられるが、この方法によれば、ＢとＭｇの反応を抑制して強度を高める為に、溶解温度を従来の７００〜８００℃という低温度領域から、一挙に１２００℃以上にまで（好ましくは１２００〜１５００℃）高めて処理している。しかしながら、この様な高温度領域で溶解処理すると、Ｍｇが蒸発して強度等の機械的特性を確保することが困難であることが分かった。
【００１３】
そこで、本発明者等がこの様な不都合を解消すべく更に鋭意検討したところ、ＢとＭｇの反応を抑制することができる溶解温度は９００℃以上１２００℃未満であれば良く、この様な温度領域で溶解処理すれば上述したＭｇ蒸発による機械的特性の低下も回避することができ、且つ本発明における最大目標であるスクラップの再生が可能で、且つ良好な機械的特性を備えたホウ素含有Ａｌ基合金が得られることを見出した。更に従来の方法では、造塊条件については特に制御しておらず、通常の大気雰囲気下（１ａｔｍ，７６０Ｔｏｒｒ）で、鋳造時の凝固速度（凝固までの冷却速度）を０．１℃／秒未満にして造塊していたが、この凝固速度や圧力についても上記目的を達成するには大きな役割を果たすことを見出し、これらを総合的に勘案して本発明を完成したのである。
【００１４】
まず、本発明のホウ素含有Ａｌ基合金について説明する。
本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、具体的には、後記する▲１▼Ａｌ−Ｍｇ系合金、▲２▼Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、▲３▼Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金、▲４▼Ａｌ−Ｃｕ系合金、▲５▼Ａｌ−Ｍｎ系合金等に代表されるが、いずれの場合においても、ホウ素はＢ：０．５〜１．５％を含有し、且つ10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足することが必要である。
【００１５】
この様に本発明のホウ素含有Ａｌ基合金中には、10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足するＢを０．５〜１．５％含有する点に第１の特徴を有する。上述した様に、ホウ素は10Ｂ（約２０％）と11Ｂ（約８０％）からなる同位体組成を有しているが、優れた中性子吸収能を有するのは10Ｂであることから、ホウ素添加による中性子吸収作用を有効に発揮させるには、合金中に10Ｂが９５％以上存在すれば良いのである。この様な条件を満足するものとしては、後記する製造方法でも詳述するが、例えば同位元素10Ｂの含有量が９５％以上である濃縮ホウ素を原料として使用することが推奨される。この様な濃縮ホウ素を用いれば、従来の天然ホウ素を原料として用いる場合に比べてその使用量を低減できると共に、この濃縮ホウ素は中性子吸収能を有する10Ｂのみを高度に濃縮したものであるので、その作用を一層有効に発揮し得るのである。ここで、ホウ素による中性子吸収作用を有効に発揮させるには０．５％以上の添加が必要である。好ましくは０．６％以上であり、より好ましいのは０．７％以上である。一方、１．５％を超えて添加してもその効果が飽和するだけで経済的に無駄であるばかりか、再生利用や加工処理等に悪影響を及ぼすＡｌＢ12が多量に生成する等の不都合を生じる。好ましくは１．３％以下であり、より好ましいのは１．２％以下である。
上述したＢ以外に含有する元素については、各合金毎に個別に説明する。
【００１６】
▲１▼Ａｌ−Ｍｇ系合金
Ｍｇ：２〜８％
Ｍｇは固溶体硬化作用および加工硬化作用を有し、強度を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには２％以上の添加が必要であり、２％未満では強度が不足する。好ましい下限値は３％であり、より好ましいのは４％である。一方、８％を超えて添加すると延性が低下し、耳割れや表面割れ等を生じて圧延等の加工処理が困難となる。好ましい上限値は７％であり、より好ましいのは６％である。
【００１７】
▲２▼Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％
ＭｇとＳｉはＭｇ2 Ｓｉを形成して硬化に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには夫々０．３％以上の添加が必要であり、０．３％未満では強度不足を招く。好ましい下限値はＭｇ：０．４％およびＳｉ：０．４％であり、より好ましいのはＭｇ：０．５％およびＳｉ：０．５％である。一方、１．５％を超えて添加すると粗大な化合物が形成されて脆くなるので１．５％以下にすることが必要である。好ましい上限値は１．４％であり、より好ましいのは１．３％である。
【００１８】
上記Ａｌ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｃｕ：０．６％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００１９】
このうちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇを形成して硬化に寄与する元素である。０．６％を超えると粗大なＡｌ2 ＣｕＭｇが形成され脆くなるのでその上限を０．６％とすることが好ましい。より好ましいのは０．５％以下である。
【００２０】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる元素である。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＭｎ：０．９％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００２１】
更にＺｎは強度の向上に寄与する元素であるが、添加量が上記範囲を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値はＡｌ−Ｍｇ系合金の場合０．４％であり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の場合は０．３％である。
【００２２】
▲３▼Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金
Ｚｎ：０．８〜８．０％およびＭｇ：１．０〜４．０％
ＺｎとＭｇは、Ｍｇ3 Ｚｎ3 Ａｌ2 、ＭｇＺｎ2 およびその準安定相であるη’相等の化合物を形成することにより硬化に寄与すると共に、強度向上作用を有する元素である。即ち、これらの化合物は、所定の熱処理（後記する）を施すと時効析出するので、その結果、４５０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。この様な作用を有効に発揮させるにはＺｎ：０．８％以上、Ｍｇ：１．０％以上の添加が必要であり、各下限値未満では強度不足を招く。好ましい下限値はＺｎ：０．９％およびＭｇ：１．１％であり、より好ましいのはＺｎ：１．０％およびＭｇ：１．２％である。一方、Ｚｎ：８．０％、Ｍｇ：４．０％を超えて添加すると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなる他、耐応力腐食割れ性も低下する。好ましい上限値はＺｎ：７．９％、Ｍｇ：３．９％であり、より好ましいのはＺｎ：７．８％、Ｍｇ：３．８％である。
【００２３】
上記Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｃｕ：３．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらの元素はいずれも、上述した様に機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００２４】
このうちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ2 Ｃｕ等の化合物を形成して硬化に寄与する。Ｃｕが３．０％以下であればこれらの化合物は固溶しているが、３．０％を超えると、後述する時効硬化熱処理時において高温域での過飽和度が高くなり、粗大な化合物が形成され脆くなる。より好ましいのは２．９％以下である。
【００２５】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。より好ましい上限値はＭｎ：０．９％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００２６】
▲４▼Ａｌ−Ｃｕ系合金
Ｃｕ：１．５〜７．０％
Ｃｕは時効析出することにより硬化や強度の上昇に寄与する。即ち、Ａｌ−Ｃｕ系合金において、Ｃｕは、α→ＧＰゾーン→θ’相→θ相といった一連の析出過程においてＡｌ2Ｃｕ（θ相）や、その中間相であるＧＰゾーンやθ’相を形成し、硬化や強度上昇作用を発揮する。この様な作用を有効に発揮させるには１．５％以上の添加が必要であり、１．５％未満では強度不足を招く。好ましい下限値は１．６％であり、より好ましくは１．７％である。一方、７．０％を超えて添加すると粗大な析出物を形成して脆くなる。好ましい上限値は６．９％であり、より好ましくは６．８％である。
【００２７】
上記Ａｌ−Ｃｕ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｍｇ：１．８％以下，Ｍｎ：１．２％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００２８】
このうちＭｇは、Ａｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ6 ＣｕＭｇ4 等の化合物が時効析出することにより、強度や硬化の上昇に寄与する。特に、Ｃｕ量が少ない範囲では、Ｍｇによる硬化作用が支配的になってくる。しかしながら、Ｍｇの添加量が１．８％を超えると粗大な化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は１．７％である。
【００２９】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＭｎ：１．１％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
更にＺｎは強度の向上に寄与するが、添加量が０．５％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は０．４％である。
【００３０】
▲５▼Ａｌ−Ｍｎ系合金
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、固溶硬化作用および加工硬化作用を有し、強度の上昇に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ：０．３％以上の添加が必要であり、これより少ないと強度不足を招く。好ましい下限値は０．４％であり、より好ましくは０．５％である。一方、２．０％を超えて添加すると、粗大な析出物を形成して脆くなる。好ましい上限値は１．９％であり、より好ましくは１．８％である。
【００３１】
上記Ａｌ−Ｍｎ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｍｇ：１．８％以下，Ｃｕ：０．６％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００３２】
このうちＭｇは、固溶強化して硬化に寄与する。Ｍｇの添加量が１．８％を超えると粗大な化合物を形成して脆くなる。より好ましい上限値は１．７％である。
またＣｕは、Ａｌ2 ＣｕやＡｌ2 ＣｕＭｇ等を形成して硬化に寄与する。しかしながら０．６％を超えると粗大なＡｌ2ＣｕＭｇを形成して脆くなるのでその上限を０．６％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００３３】
また、Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＣｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
Ｚｎは強度の向上に寄与するが、添加量が０．５％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は０．４％である。
【００３４】
更に、上記▲２▼のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においてＦｅ：２．０％以下（０％を含む）であるもの、或いは、▲２▼のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を除く▲１▼〜▲５▼の合金や純Ａｌ系合金においてＦｅ：２．０％以下（０％を含む）およびＳｉ：１．５％以下（０％を含む）であるものは、本発明の好ましい実施態様である。
【００３５】
ＦｅやＳｉは、Ａｌ合金中に、通常、不可避的に不純物として混入している。これらの元素は、Ａｌ合金中で、Ａｌ−Ｆｅ系［Ａｌ3 Ｆｅ，ＡｌｍＦｅ（ｍ：３〜６の整数）等］またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系（α−ＡｌＦｅＳｉ等）の種々の晶出物および析出物を形成し、結晶粒の微細化や加工性（圧延、押出し、引抜き等）を高める作用を有する。
【００３６】
具体的には、例えば純Ａｌ系においては、ＦｅやＳｉの添加により、上記作用に加えて、硬化や成形性を高めることができる他、Ｓｉの添加によって耐食性向上作用も得られる。
【００３７】
また、上記Ａｌ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ系合金においても、ＳｉやＦｅの添加は種々の影響を及ぼす。例えばＡｌ−Ｍｇ系合金やＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金などのＭｇ含有合金では、Ｓｉの添加によってＭｇ2Ｓｉ等の時効析出物を形成し、硬化に寄与する。更に、Ｓｉの添加により強度や耐食性の向上や、良好な鋳造性が得られる等の作用も発揮する。
【００３８】
この様な作用を有効に発揮させるには、上記範囲内であることが好ましく、この範囲を超えると、ＦｅやＳｉの分散粒子が多量に形成され、破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼす。また、Ｆｅを過剰に添加すると強度の低下を招く。より好ましくはＦｅ：１．９％以下、Ｓｉ：１．４％以下である。
【００３９】
また、上述した本発明の合金において、特に熱間加工等の熱処理時における表面の膨れを抑制し、表面性状を良好にすること（後記製造法において詳述する）を目的として、合金中の残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下にすることが有効である。上記目的の達成の為には、残留水素量はできるだけ少ない方が好ましいが、水素量の低減化に要するコスト、労力、時間などを比較考量すれば、より好ましくは０．５ｐｐｍ以下、更により好ましくは０．４ｐｐｍ以下である。
更に、本発明合金は、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2 の占める割合が体積率で８０％以上を満足する点に第２の特徴を有する。
【００４０】
上述した様にＡｌＢ12は非常に安定で分解し難く、この様な化合物が多量に存在するとスクラップの再生利用を図ることができない。本発明合金におけるホウ素化合物としてはＡｌＢ12とＡｌＢ2が大部分を占めるが、このうちＡｌＢ2 が体積率で８０％以上存在すれば（即ち、ＡｌＢ12は必然的に約２０％未満になる）、上述した不都合を回避することができる。ＡｌＢ2の好ましい体積比率は８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
【００４１】
尚、上述した要件を満足する本発明合金を溶解再生して得られるスクラップ合金において、ホウ素に関して10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足するものは、良好な中性子吸収作用を有し、構造用材料として再生可能である為、非常に有用である。
【００４２】
上述した本発明のホウ素含有Ａｌ基合金を用い、所定の熱処理を施すことにより優れた機械的特性（引張強度、延性など）が得られる。具体的には、各成分系毎に、優れた機械的特性を得る為の好適な熱処理条件を適宜選択することができる。例えば、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では、圧延、押出しなどの熱間加工を施した後、溶体化処理（４６０〜５００℃）→焼入（水焼入れ等）→時効硬化熱処理（１１５〜１８０℃）を施すことにより、４５０ＭＰａ以上の非常に優れた引張強度を得ることができる。尚、時効硬化熱処理を行うに当たっては、室温で長時間保持した後１２０℃で２４時間保持するといった二段階の時効処理を行っても良い。各成分系における熱処理条件については、その一例を後記する実施例に記載する。
【００４３】
次に、本発明合金を製造するに当たっては、同位元素10Ｂの含有量が９５％以上である濃縮ホウ素：０．５〜１．５％を用い、且つ溶解温度：９００℃以上１２００℃未満で造塊することが必要である。即ち、本発明合金による中性子吸収作用を有効に発揮させるには、上述した様に濃縮ホウ素を用いることが有用であり、且つ、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2の占める割合を体積率で８０％以上にしてＡｌＢ12の生成を抑制すると共に該ホウ素化合物の凝集を抑える為には溶解温度を９００℃以上とすることが必要である。好ましい溶解温度は９２０℃以上、より好ましいのは９４０℃以上である。９００℃未満では粗大なＡｌＢ12化合物が生成し、Ｂが偏析してしまう等の不都合が生じるので本発明の作用を有効に発揮させることができない。一方、１２００℃以上になるとＭｇが蒸発してしまい、必要強度を確保することが困難となる。好ましい上限値は１１８０℃であり、より好ましい上限値は１１５０℃である。
【００４４】
更に、本発明による効果を有効に発揮させるには、鋳造時の凝固速度を０．１℃／秒以上とする。より好ましくは０．２℃／秒以上であり、更により好ましいのは０．３℃／秒以上であり、その上限値は特に規定されない。
【００４５】
或いは、上記凝固速度の他、５００Ｔｏｒｒ以下の圧力にて造塊することも有効である。本発明者らが検討したところ、通常の大気雰囲気下（１ａｔｍ，７６０Ｔｏｒｒ）にて本発明合金を製造しようとすると、空気中の水蒸気（Ｈ2ガス）によってインゴット中に空孔等が生じ、その後の熱間加工時にガスが膨張して膨れ等が起こり、その結果、合金表面に空孔等の欠陥が生じてしまうこと、更にインゴットの各部分にホウ素の偏析が見られ、中性子吸収能力に悪影響を及ぼすことが分かった。この様な観点から、空気中の水分量を減らす為に、鋳造時の圧力を５００Ｔｏｒｒ以下にすることが好ましい。尚、上記趣旨から言えば、その下限値は小さければ小さい程（即ち、真空状態に近くする）良いが、圧力低下に費やすコスト、労力、時間等を考慮すれば、より好ましいのは４００Ｔｏｒｒ以下、更により好ましくは３００Ｔｏｒｒ以下である。
【００４６】
この様に本発明法では、上記濃縮ホウ素を用いると共に溶解温度を制御し、好ましくは鋳造時の凝固速度や圧力を制御する点に特徴を有するのであり、その他の条件については何等制限されるものではなく、本発明の目的を損なわない範囲において通常使用される方法（例えば熱間圧延、押出し、鋳造等）等によって製造することができる。
【００４７】
以下実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００４８】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（Ｎo.１〜１８，いずれも残部Ａｌ）を、下記Ａ〜ＣおよびＹ〜Ｚの鋳造条件で造塊した。
Ａ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 ０．１℃／秒
Ｂ：溶解温度 ７２０℃、凝固速度 ０．１℃／秒
Ｃ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 ０．０５℃／秒
Ｙ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 １℃／秒
Ｚ：溶解温度１０００℃、凝固速度 ０．１℃／秒
【００４９】
【表１】
【００５０】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度５００℃，総圧下率８５％）を行い、熱間圧延性の良否を以下の基準で評価した。
○：割れの発生なし
×：割れが生じる
【００５１】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理）および安定化処理（１５０℃で２時間）を行った後、引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行うことにより室温強度および伸びを測定した。次にこれらの板を溶解温度：９００℃以上，鋳造時の凝固速度：０．１℃／秒以上で再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べた。更に、Ｘ線回折によりＡｌＢ2の体積率を調べると共に、光学顕微鏡（倍率：５０倍または１００倍）による組織観察を行った。得られた結果を表２にまとめて記載し、代表的な組織写真を図１に示す。尚、図１（ａ）は本発明例であるＮo.１の写真を、図１（ｂ）は比較例であるＮo.２の写真を夫々示す。
【００５２】
【表２】
【００５３】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｇ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在すると共に、ＡｌＢ2が均一に分散しホウ素化合物の凝集は全く認められず、優れた中性子吸収能を有することが分かった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１３〜１８）は、延性が若干低下したが他の特性は全て満足のいくものであった。
【００５４】
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能が低下したり、熱間圧延性が悪く、スクラップの再生ができなかったり、強度や伸びが低下するといった不都合が生じた。
【００５５】
実施例２
表３に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例１の鋳造条件または下記Ｄの鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１〜６は、前記表１のものと組成および鋳造法が同じであるので同一番号を付している。
Ｄ：溶解温度１１８０℃、凝固速度０．１℃／秒
【００５６】
【表３】
【００５７】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１，２，１９）について、インゴットの各部（上、中心、側面および底）から夫々１５ｃｍ角サイズの試験片を切り出し、ＩＣＰ法により各部位におけるホウ素濃度を調べた。その結果を図２に示す。
【００５８】
次に、各インゴットについて実施例１と同様にして均熱処理および熱間圧延を施した後、ホウ素化合物の形態（ＡｌＢ2 の体積率および凝集の有無）、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。尚、ホウ素の偏析の程度については、インゴットの各部分におけるＢの濃度をＩＰＣ法により測定し、以下の基準にて評価した。
偏析あり：インゴット中のいずれかの部分においてＢ：０．５〜１．５％を外れる値を示す部分がある
偏析なし：インゴット中の全部位においてＢ：０．５〜１．５％を満足する
この様にして得られた結果を表４にまとめて示す。
【００５９】
【表４】
【００６０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られた合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が全くなく、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であると共に、優れた強度・延性を有することが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素の偏析に基づくスクラップの再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００６１】
実施例３
表５に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（Ｎo.２８〜４７，いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００６２】
【表５】
【００６３】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（５５０℃で８時間）した後、熱間圧延（温度：５００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００６４】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表６にまとめて記載し、代表的な組織写真を図３に示す。尚、図３（ａ）は本発明例であるＮo.２８の写真を、図３（ｂ）は比較例であるＮo.２９の写真を夫々示す。
【００６５】
【表６】
【００６６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.４２〜４７）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００６７】
実施例４
表７に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.２８〜３３は、前記表５のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【００６８】
【表７】
【００６９】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.２８，２９，４８）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図４に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べると共に、組織観察を行った。得られた結果を表８にまとめて示す。
【００７０】
【表８】
【００７１】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【００７２】
実施例５
表９に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金および表１０に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、真空加熱抽出定容測圧法により残留水素濃度を測定した。また、一部のインゴット（Ｎo.５７，６１）について、インゴットの各部から１５ｃｍ角サイズの試験片を切り出し、ＩＣＰ法によりホウ素の濃度を測定した。
【００７３】
次に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度５００℃、総圧下率８０％）を行い、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を下記の様に評価した。
［ホウ素の偏析の程度］
×：インゴット中のいずれかの部分においてＢ：０．５〜１．５％を外れる
○：インゴット中の各部分においてＢ：０．５〜１．５％を満足するもののそのばらつきが大きい
◎：インゴット中の各部分においてＢ：０．５〜１．５％を満足すると共に、そのばらつきも小さい
［圧延板の表面性状の良否］
◎：膨れの発生が全く無し
○：膨れの発生がほとんど無し
×：膨れ有り
【００７４】
得られた結果を表１１〜１３に示す。尚、表１１および１２に併記する総合評価とは、上記ホウ素の偏析や圧延板の表面性状の他、中性子吸収能、ホウ素化合物の形態、凝集の有無なども考慮して総合的に判定した結果である。
【００７５】
【表９】
【００７６】
【表１０】
【００７７】
【表１１】
【００７８】
【表１２】
【００７９】
【表１３】
【００８０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.６０〜６５およびＮo.７２〜７７は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.５７〜５９およびＮo.６９〜７１）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【００８１】
実施例６
表１４に示す組成のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００８２】
【表１４】
【００８３】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４８０℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００８４】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理を施した後、水焼入れを行い、更に１２０℃で２４時間の時効硬化熱処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表１５にまとめて記載し、代表的な組織写真を図５に示す。尚、図５（ａ）は本発明例であるＮo.８１の写真を、図５（ｂ）は比較例であるＮo.８２の写真を夫々示す。
【００８５】
【表１５】
【００８６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.９５〜９９）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００８７】
実施例７
表１６に示す組成のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.８１〜８６は、前記表１４のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【００８８】
【表１６】
【００８９】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.８１，８２，１００）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図６に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。
【００９０】
【表１７】
【００９１】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【００９２】
実施例８
Ｎo.８１のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を用い、実施例６で施した時効硬化熱処理の有無によって強度がどの様に変化するかを調べた。尚、強度は実施例１と同様、引張試験を行い室温強度を測定した。その結果を表１８に示す。
【００９３】
【表１８】
【００９４】
表の結果から明らかな様に、上記時効硬化熱処理を施すことにより、引張強度を５００ＭＰａまで高めることができた。
【００９５】
実施例９
表１９に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００９６】
【表１９】
【００９７】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００９８】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２０にまとめて記載し、代表的な組織写真を図７に示す。尚、図７（ａ）は本発明例であるＮo.１０９の写真を、図７（ｂ）は比較例であるＮo.１１０の写真を夫々示す。
【００９９】
【表２０】
【０１００】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｃｕ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｍｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１２１〜１２６）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【０１０１】
実施例１０
表２１に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１０９〜１１４は、前記表１９のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１０２】
【表２１】
【０１０３】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１０９，１１０，１２７）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図８に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。得られた結果を表２２にまとめて示す。
【０１０４】
【表２２】
【０１０５】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡ−Ｃｕ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【０１０６】
実施例１１
表２３に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【０１０７】
【表２３】
【０１０８】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（５７０℃で１０時間）した後、熱間圧延（温度：４５０℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１０９】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、焼鈍処理（２００℃で１時間）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２４にまとめて記載し、代表的な組織写真を図９に示す。尚、図９（ａ）は本発明例であるＮo.１３６の写真を、図９（ｂ）は比較例であるＮo.１３７の写真を夫々示す。
【０１１０】
【表２４】
【０１１１】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｎ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｍｇ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１４８〜１５３）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【０１１２】
実施例１２
表２５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１３６〜１４１は、前記表２３のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１１３】
【表２５】
【０１１４】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１３６，１３７，１５４）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図１０に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。得られた結果を表２６にまとめて示す。
【０１１５】
【表２６】
【０１１６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｍｎ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【０１１７】
実施例１３
表２７に示す組成の純Ａｌ系合金（Ｎo.１６３〜１７６，いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【０１１８】
【表２７】
【０１１９】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１２０】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ
１３号Ｂ型）を切り出し、焼鈍処理（３４５℃で２時間）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２８にまとめて記載し、代表的な組織写真を図１１に示す。尚、図１１（ａ）は本発明例であるＮo.１６３の写真を、図１１（ｂ）は比較例であるＮo.１６４の写真を夫々示す。
【０１２１】
【表２８】
【０１２２】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足する純Ａｌ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。
【０１２３】
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良といった不都合が生じた。また、ＦｅおよびＳｉが本発明の好ましい要件を満足しない合金（Ｎo.１７５、１７６）は、伸びや熱間圧延性が低下し、粗大化合物の析出が見られた。
【０１２４】
実施例１４
表２９に示す組成の純Ａｌ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo １６３〜１６８及び１７０は、前記表２７のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１２５】
【表２９】
【０１２６】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１６３，１６４，１７７）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図１２に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べると共に、組織観察を行った。得られた結果を表３０にまとめて示す。
【０１２７】
【表３０】
【０１２８】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られた純Ａｌ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素の偏析、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良が見られた。
【０１２９】
実施例１５
表３１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３２に示す。
【０１３０】
【表３１】
【０１３１】
【表３２】
【０１３２】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.１８４〜１８９およびＮo.１９１は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.１８１〜１８３）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１３３】
実施例１６
表３３に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３４に示す。
【０１３４】
【表３３】
【０１３５】
【表３４】
【０１３６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.１９６〜２０１およびＮo.２０３は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.１９３〜１９５）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１３７】
実施例１７
表３５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３６に示す。
【０１３８】
【表３５】
【０１３９】
【表３６】
【０１４０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.２０８〜２１３およびＮo.２１５は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.２０５〜２０７）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１４１】
実施例１８
表３７に示す組成の純Ａｌ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３８に示す。
【０１４２】
【表３７】
【０１４３】
【表３８】
【０１４４】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.２２０〜２２５およびＮo.２２７は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.２１７〜２１９）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１４５】
実施例１９
表３９〜４４に示す種々の組成の合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した（鋳造条件はＡを選択）。
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１４６】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出した後、各成分系に応じて、以下の熱処理を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。
純Ａｌ系合金：焼鈍処理（３４５℃で２時間処理した後、放置冷却）
Ａｌ−Ｍｇ系合金：Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理）
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金：Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）
Ａｌ−Ｃｕ系合金：Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）
Ａｌ−Ｍｎ系合金：焼鈍処理（２００℃で１時間）
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金：Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理および１２０℃で２４時間の時効処理）
【０１４７】
更に、これらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率を調査した。得られた結果を、各成分系毎に表４５〜５０に示す。
【０１４８】
【表３９】
【０１４９】
【表４０】
【０１５０】
【表４１】
【０１５１】
【表４２】
【０１５２】
【表４３】
【０１５３】
【表４４】
【０１５４】
【表４５】
【０１５５】
【表４６】
【０１５６】
【表４７】
【０１５７】
【表４８】
【０１５８】
【表４９】
【０１５９】
【表５０】
【０１６０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足する各合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度や伸びの低下といった不都合が生じた。
【０１６１】
【発明の効果】
本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、上記の様に構成されているので、優れた中性子吸収作用を有することは勿論のこと、強度・延性等の機械的特性に優れており、熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、特にＡｌ−Ｍｎ系合金は、比較的安価であり、製造コスト低減化の面からも有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１における組織写真である。
【図２】実施例２における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図３】実施例３における組織写真である。
【図４】実施例４における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図５】実施例６における組織写真である。
【図６】実施例７における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図７】実施例９における組織写真である。
【図８】実施例１０における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図９】実施例１１における組織写真である。
【図１０】実施例１２における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図１１】実施例１３における組織写真である。
【図１２】実施例１４における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、使用済み核燃料の輸送容器や貯蔵容器等の構造用材料として有用な、中性子吸収作用を有するホウ素含有Ａｌ基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
中性子吸収作用を有する構造用材料として、Ａｌ合金中にホウ素を添加した合金が用いられている。この様な合金を製造するには、通常、Ａｌ溶湯中にホウ素を粉末状またはＡｌ−Ｂ合金の形で添加するか、あるいはＡｌ溶湯中にＫＢＦ4等のホウ弗化物の形で添加してＡｌ−Ｂ金属間化合物を生成する方法が用いられているが、強度や延性等の機械的特性を高める為に種々の改良が施されている。
【０００３】
例えば特開平１−３１２０４４号公報には、ホウ素を、１２ホウ化アルミニウム（ＡｌＢ12）の粉末または少なくともＡｌＢ12を主に含むＡｌ−Ｂ母合金の状態で添加することによりＢとＭｇの反応を抑制し、それら金属間化合物の生成に基づく強度の低下を図る方法が開示されている。また特開平１−３１２０４３号公報には、ＢとＭｇの反応を抑制する為に、溶解処理を１２００℃以上の高温度領域で行う方法が開示されている。更に特開平４−３３３５４２号公報には、溶湯の高粘性を解消して成形加工性を高めることを目的として、６８０〜８５０℃の温度域でＫＢＦ4をＡｌと反応させ、生成したＡｌＢ2 結晶を含むＡｌ−Ｂ合金溶湯中にＫ2 ＴｉＦ6 を少量添加することにより、粘性の低い鋳込性の良いＡｌ−Ｂ合金を得る方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、これらの方法で製造された合金は、いずれも一旦固まった後は再利用できないという問題がある。即ちスクラップ合金を再度溶解すると、非常に安定で且つ脆い金属間化合物ＡｌＢ12が不可避的に生成する為、構造用材料として再利用する上で問題がある。更に構造用材料として再生するには、スクラップ合金を熱間圧延したり押出し加工等を施す必要があるが、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ12の占める割合が体積率で２０％を超えて存在すると加工が非常に困難となり、このこともスクラップ合金の再利用を困難にする原因となっている。
【０００５】
上述した方法のうち特開平４−３３３５４２号公報に記載の合金は、Ｔｉを０．００１〜０．０５重量％含有すると共に、ホウ素が全てＡｌＢ2 結晶からなるＡｌ−Ｂ合金であるが、この合金はＭｇ，Ｓｉ等を含有していない為強度等の機械的特性に劣る他、再溶解するとＡｌＢ12が不可避的に生成し、スクラップ合金の再利用ができないという不具合を伴っている。
【０００６】
更に上記の方法ではいずれも天然ホウ素を使用している。そもそもホウ素は10Ｂ（約２０％）と11Ｂ（約８０％）からなる同位体組成を有しており、このうち優れた中性子吸収能を有するのは主に10Ｂである。その為、所望の中性子吸収作用を得るには、実際のところ約２．５〜７．５％の天然ホウ素を使用する必要があり、高価なホウ素を多量に使用する為、製造コストが上昇するという問題も伴っている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述した事情に着目してなされたものであり、その目的は製造コストを低減できると共に、スクラップの再生が可能であり、強度や延性などの機械的特性も良好な中性子吸収作用を有するホウ素含有Ａｌ基合金を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、Ｂ：０．５〜１．５％（質量％，以下同じ）、並びに残部：Ａｌ及び不可避不純物であり、且つ10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足すると共に、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2の占める割合が体積率で８０％以上であるところに要旨を有するものである。
【０００９】
具体的には、本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、以下の成分系を包含するものである。
▲１▼更にＭｇ：２〜８％を含有するに記載のホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ系合金。
▲２▼更にＭｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
▲３▼更にＭｇ：１．０〜４．０％およびＺｎ：０．８〜８．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金。
▲４▼更にＣｕ：１．５〜７．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｃｕ系合金。
▲５▼更にＭｎ：０．３〜２．０％を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｎ系合金。
これら▲１▼〜▲５▼の各合金は、夫々以下の選択許容元素（いずれの元素も０％を含まない）を積極的に添加することができる。
【００１０】
▲６▼前記▲１▼または▲２▼の合金において、更に、Ｃｕ：０．６％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ系合金またはホウ素含有Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金。
▲７▼前記▲３▼の合金において、更に、Ｃｕ：３．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金。
▲８▼前記▲４▼の合金において、更に、Ｍｇ：１．８％以下，Ｍｎ：１．２％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｃｕ系合金。
▲９▼前記▲５▼の合金において、更に、Ｍｇ：１．８％以下，Ｃｕ：０．６％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するホウ素含有Ａｌ−Ｍｎ系合金。
【００１１】
更に、上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）であるものや、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を除く他の合金において、Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）およびＳｉ：１．５％以下（０％を含む）であるものは、本発明の好ましい実施態様である。
また、これらの合金において、表面膨れの少ない表面性状に優れた合金を得ることを目的として、残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含む）に抑制したものは本発明の好ましい実施態様である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明では、スクラップの再生が可能であって、且つ強度や加工性等の機械的特性の良好なホウ素含有Ａｌ基合金を提供すべく、特に溶解時の溶解温度に着目して検討を重ねていった。溶解温度を制御する公知の方法としては上述した特開平１−３１２０４３号公報に記載の方法が挙げられるが、この方法によれば、ＢとＭｇの反応を抑制して強度を高める為に、溶解温度を従来の７００〜８００℃という低温度領域から、一挙に１２００℃以上にまで（好ましくは１２００〜１５００℃）高めて処理している。しかしながら、この様な高温度領域で溶解処理すると、Ｍｇが蒸発して強度等の機械的特性を確保することが困難であることが分かった。
【００１３】
そこで、本発明者等がこの様な不都合を解消すべく更に鋭意検討したところ、ＢとＭｇの反応を抑制することができる溶解温度は９００℃以上１２００℃未満であれば良く、この様な温度領域で溶解処理すれば上述したＭｇ蒸発による機械的特性の低下も回避することができ、且つ本発明における最大目標であるスクラップの再生が可能で、且つ良好な機械的特性を備えたホウ素含有Ａｌ基合金が得られることを見出した。更に従来の方法では、造塊条件については特に制御しておらず、通常の大気雰囲気下（１ａｔｍ，７６０Ｔｏｒｒ）で、鋳造時の凝固速度（凝固までの冷却速度）を０．１℃／秒未満にして造塊していたが、この凝固速度や圧力についても上記目的を達成するには大きな役割を果たすことを見出し、これらを総合的に勘案して本発明を完成したのである。
【００１４】
まず、本発明のホウ素含有Ａｌ基合金について説明する。
本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、具体的には、後記する▲１▼Ａｌ−Ｍｇ系合金、▲２▼Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、▲３▼Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金、▲４▼Ａｌ−Ｃｕ系合金、▲５▼Ａｌ−Ｍｎ系合金等に代表されるが、いずれの場合においても、ホウ素はＢ：０．５〜１．５％を含有し、且つ10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足することが必要である。
【００１５】
この様に本発明のホウ素含有Ａｌ基合金中には、10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足するＢを０．５〜１．５％含有する点に第１の特徴を有する。上述した様に、ホウ素は10Ｂ（約２０％）と11Ｂ（約８０％）からなる同位体組成を有しているが、優れた中性子吸収能を有するのは10Ｂであることから、ホウ素添加による中性子吸収作用を有効に発揮させるには、合金中に10Ｂが９５％以上存在すれば良いのである。この様な条件を満足するものとしては、後記する製造方法でも詳述するが、例えば同位元素10Ｂの含有量が９５％以上である濃縮ホウ素を原料として使用することが推奨される。この様な濃縮ホウ素を用いれば、従来の天然ホウ素を原料として用いる場合に比べてその使用量を低減できると共に、この濃縮ホウ素は中性子吸収能を有する10Ｂのみを高度に濃縮したものであるので、その作用を一層有効に発揮し得るのである。ここで、ホウ素による中性子吸収作用を有効に発揮させるには０．５％以上の添加が必要である。好ましくは０．６％以上であり、より好ましいのは０．７％以上である。一方、１．５％を超えて添加してもその効果が飽和するだけで経済的に無駄であるばかりか、再生利用や加工処理等に悪影響を及ぼすＡｌＢ12が多量に生成する等の不都合を生じる。好ましくは１．３％以下であり、より好ましいのは１．２％以下である。
上述したＢ以外に含有する元素については、各合金毎に個別に説明する。
【００１６】
▲１▼Ａｌ−Ｍｇ系合金
Ｍｇ：２〜８％
Ｍｇは固溶体硬化作用および加工硬化作用を有し、強度を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには２％以上の添加が必要であり、２％未満では強度が不足する。好ましい下限値は３％であり、より好ましいのは４％である。一方、８％を超えて添加すると延性が低下し、耳割れや表面割れ等を生じて圧延等の加工処理が困難となる。好ましい上限値は７％であり、より好ましいのは６％である。
【００１７】
▲２▼Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％
ＭｇとＳｉはＭｇ2 Ｓｉを形成して硬化に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには夫々０．３％以上の添加が必要であり、０．３％未満では強度不足を招く。好ましい下限値はＭｇ：０．４％およびＳｉ：０．４％であり、より好ましいのはＭｇ：０．５％およびＳｉ：０．５％である。一方、１．５％を超えて添加すると粗大な化合物が形成されて脆くなるので１．５％以下にすることが必要である。好ましい上限値は１．４％であり、より好ましいのは１．３％である。
【００１８】
上記Ａｌ−Ｍｇ系合金およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｃｕ：０．６％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００１９】
このうちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇを形成して硬化に寄与する元素である。０．６％を超えると粗大なＡｌ2 ＣｕＭｇが形成され脆くなるのでその上限を０．６％とすることが好ましい。より好ましいのは０．５％以下である。
【００２０】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる元素である。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＭｎ：０．９％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００２１】
更にＺｎは強度の向上に寄与する元素であるが、添加量が上記範囲を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値はＡｌ−Ｍｇ系合金の場合０．４％であり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の場合は０．３％である。
【００２２】
▲３▼Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金
Ｚｎ：０．８〜８．０％およびＭｇ：１．０〜４．０％
ＺｎとＭｇは、Ｍｇ3 Ｚｎ3 Ａｌ2 、ＭｇＺｎ2 およびその準安定相であるη’相等の化合物を形成することにより硬化に寄与すると共に、強度向上作用を有する元素である。即ち、これらの化合物は、所定の熱処理（後記する）を施すと時効析出するので、その結果、４５０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができる。この様な作用を有効に発揮させるにはＺｎ：０．８％以上、Ｍｇ：１．０％以上の添加が必要であり、各下限値未満では強度不足を招く。好ましい下限値はＺｎ：０．９％およびＭｇ：１．１％であり、より好ましいのはＺｎ：１．０％およびＭｇ：１．２％である。一方、Ｚｎ：８．０％、Ｍｇ：４．０％を超えて添加すると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなる他、耐応力腐食割れ性も低下する。好ましい上限値はＺｎ：７．９％、Ｍｇ：３．９％であり、より好ましいのはＺｎ：７．８％、Ｍｇ：３．８％である。
【００２３】
上記Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｃｕ：３．０％以下，Ｍｎ：１．０％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらの元素はいずれも、上述した様に機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００２４】
このうちＣｕはＡｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ2 Ｃｕ等の化合物を形成して硬化に寄与する。Ｃｕが３．０％以下であればこれらの化合物は固溶しているが、３．０％を超えると、後述する時効硬化熱処理時において高温域での過飽和度が高くなり、粗大な化合物が形成され脆くなる。より好ましいのは２．９％以下である。
【００２５】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。より好ましい上限値はＭｎ：０．９％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００２６】
▲４▼Ａｌ−Ｃｕ系合金
Ｃｕ：１．５〜７．０％
Ｃｕは時効析出することにより硬化や強度の上昇に寄与する。即ち、Ａｌ−Ｃｕ系合金において、Ｃｕは、α→ＧＰゾーン→θ’相→θ相といった一連の析出過程においてＡｌ2Ｃｕ（θ相）や、その中間相であるＧＰゾーンやθ’相を形成し、硬化や強度上昇作用を発揮する。この様な作用を有効に発揮させるには１．５％以上の添加が必要であり、１．５％未満では強度不足を招く。好ましい下限値は１．６％であり、より好ましくは１．７％である。一方、７．０％を超えて添加すると粗大な析出物を形成して脆くなる。好ましい上限値は６．９％であり、より好ましくは６．８％である。
【００２７】
上記Ａｌ−Ｃｕ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｍｇ：１．８％以下，Ｍｎ：１．２％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００２８】
このうちＭｇは、Ａｌ2 ＣｕＭｇやＡｌ6 ＣｕＭｇ4 等の化合物が時効析出することにより、強度や硬化の上昇に寄与する。特に、Ｃｕ量が少ない範囲では、Ｍｇによる硬化作用が支配的になってくる。しかしながら、Ｍｇの添加量が１．８％を超えると粗大な化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は１．７％である。
【００２９】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＭｎ：１．１％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
更にＺｎは強度の向上に寄与するが、添加量が０．５％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は０．４％である。
【００３０】
▲５▼Ａｌ−Ｍｎ系合金
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、固溶硬化作用および加工硬化作用を有し、強度の上昇に寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｍｎ：０．３％以上の添加が必要であり、これより少ないと強度不足を招く。好ましい下限値は０．４％であり、より好ましくは０．５％である。一方、２．０％を超えて添加すると、粗大な析出物を形成して脆くなる。好ましい上限値は１．９％であり、より好ましくは１．８％である。
【００３１】
上記Ａｌ−Ｍｎ系合金は、更に以下の元素を１種または２種以上、積極的に含有することができる。
Ｍｇ：１．８％以下，Ｃｕ：０．６％以下，Ｃｒ：０．４％以下，Ｚｒ：０．３％以下，Ｚｎ：０．５％以下，Ｔｉ：０．３％以下
これらはいずれも機械的特性（強度、延性、靱性、硬化等）の向上に寄与する元素である。
【００３２】
このうちＭｇは、固溶強化して硬化に寄与する。Ｍｇの添加量が１．８％を超えると粗大な化合物を形成して脆くなる。より好ましい上限値は１．７％である。
またＣｕは、Ａｌ2 ＣｕやＡｌ2 ＣｕＭｇ等を形成して硬化に寄与する。しかしながら０．６％を超えると粗大なＡｌ2ＣｕＭｇを形成して脆くなるのでその上限を０．６％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００３３】
また、Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上述した様に結晶粒を微細化し、強度、延性、靱性等を向上させる。これらの添加量が上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。より好ましい上限値はＣｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
Ｚｎは強度の向上に寄与するが、添加量が０．５％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成され脆くなる。より好ましい上限値は０．４％である。
【００３４】
更に、上記▲２▼のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においてＦｅ：２．０％以下（０％を含む）であるもの、或いは、▲２▼のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を除く▲１▼〜▲５▼の合金や純Ａｌ系合金においてＦｅ：２．０％以下（０％を含む）およびＳｉ：１．５％以下（０％を含む）であるものは、本発明の好ましい実施態様である。
【００３５】
ＦｅやＳｉは、Ａｌ合金中に、通常、不可避的に不純物として混入している。これらの元素は、Ａｌ合金中で、Ａｌ−Ｆｅ系［Ａｌ3 Ｆｅ，ＡｌｍＦｅ（ｍ：３〜６の整数）等］またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系（α−ＡｌＦｅＳｉ等）の種々の晶出物および析出物を形成し、結晶粒の微細化や加工性（圧延、押出し、引抜き等）を高める作用を有する。
【００３６】
具体的には、例えば純Ａｌ系においては、ＦｅやＳｉの添加により、上記作用に加えて、硬化や成形性を高めることができる他、Ｓｉの添加によって耐食性向上作用も得られる。
【００３７】
また、上記Ａｌ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ系合金においても、ＳｉやＦｅの添加は種々の影響を及ぼす。例えばＡｌ−Ｍｇ系合金やＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金などのＭｇ含有合金では、Ｓｉの添加によってＭｇ2Ｓｉ等の時効析出物を形成し、硬化に寄与する。更に、Ｓｉの添加により強度や耐食性の向上や、良好な鋳造性が得られる等の作用も発揮する。
【００３８】
この様な作用を有効に発揮させるには、上記範囲内であることが好ましく、この範囲を超えると、ＦｅやＳｉの分散粒子が多量に形成され、破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼす。また、Ｆｅを過剰に添加すると強度の低下を招く。より好ましくはＦｅ：１．９％以下、Ｓｉ：１．４％以下である。
【００３９】
また、上述した本発明の合金において、特に熱間加工等の熱処理時における表面の膨れを抑制し、表面性状を良好にすること（後記製造法において詳述する）を目的として、合金中の残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下にすることが有効である。上記目的の達成の為には、残留水素量はできるだけ少ない方が好ましいが、水素量の低減化に要するコスト、労力、時間などを比較考量すれば、より好ましくは０．５ｐｐｍ以下、更により好ましくは０．４ｐｐｍ以下である。
更に、本発明合金は、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2 の占める割合が体積率で８０％以上を満足する点に第２の特徴を有する。
【００４０】
上述した様にＡｌＢ12は非常に安定で分解し難く、この様な化合物が多量に存在するとスクラップの再生利用を図ることができない。本発明合金におけるホウ素化合物としてはＡｌＢ12とＡｌＢ2が大部分を占めるが、このうちＡｌＢ2 が体積率で８０％以上存在すれば（即ち、ＡｌＢ12は必然的に約２０％未満になる）、上述した不都合を回避することができる。ＡｌＢ2の好ましい体積比率は８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
【００４１】
尚、上述した要件を満足する本発明合金を溶解再生して得られるスクラップ合金において、ホウ素に関して10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足するものは、良好な中性子吸収作用を有し、構造用材料として再生可能である為、非常に有用である。
【００４２】
上述した本発明のホウ素含有Ａｌ基合金を用い、所定の熱処理を施すことにより優れた機械的特性（引張強度、延性など）が得られる。具体的には、各成分系毎に、優れた機械的特性を得る為の好適な熱処理条件を適宜選択することができる。例えば、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金では、圧延、押出しなどの熱間加工を施した後、溶体化処理（４６０〜５００℃）→焼入（水焼入れ等）→時効硬化熱処理（１１５〜１８０℃）を施すことにより、４５０ＭＰａ以上の非常に優れた引張強度を得ることができる。尚、時効硬化熱処理を行うに当たっては、室温で長時間保持した後１２０℃で２４時間保持するといった二段階の時効処理を行っても良い。各成分系における熱処理条件については、その一例を後記する実施例に記載する。
【００４３】
次に、本発明合金を製造するに当たっては、同位元素10Ｂの含有量が９５％以上である濃縮ホウ素：０．５〜１．５％を用い、且つ溶解温度：９００℃以上１２００℃未満で造塊することが必要である。即ち、本発明合金による中性子吸収作用を有効に発揮させるには、上述した様に濃縮ホウ素を用いることが有用であり、且つ、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2の占める割合を体積率で８０％以上にしてＡｌＢ12の生成を抑制すると共に該ホウ素化合物の凝集を抑える為には溶解温度を９００℃以上とすることが必要である。好ましい溶解温度は９２０℃以上、より好ましいのは９４０℃以上である。９００℃未満では粗大なＡｌＢ12化合物が生成し、Ｂが偏析してしまう等の不都合が生じるので本発明の作用を有効に発揮させることができない。一方、１２００℃以上になるとＭｇが蒸発してしまい、必要強度を確保することが困難となる。好ましい上限値は１１８０℃であり、より好ましい上限値は１１５０℃である。
【００４４】
更に、本発明による効果を有効に発揮させるには、鋳造時の凝固速度を０．１℃／秒以上とする。より好ましくは０．２℃／秒以上であり、更により好ましいのは０．３℃／秒以上であり、その上限値は特に規定されない。
【００４５】
或いは、上記凝固速度の他、５００Ｔｏｒｒ以下の圧力にて造塊することも有効である。本発明者らが検討したところ、通常の大気雰囲気下（１ａｔｍ，７６０Ｔｏｒｒ）にて本発明合金を製造しようとすると、空気中の水蒸気（Ｈ2ガス）によってインゴット中に空孔等が生じ、その後の熱間加工時にガスが膨張して膨れ等が起こり、その結果、合金表面に空孔等の欠陥が生じてしまうこと、更にインゴットの各部分にホウ素の偏析が見られ、中性子吸収能力に悪影響を及ぼすことが分かった。この様な観点から、空気中の水分量を減らす為に、鋳造時の圧力を５００Ｔｏｒｒ以下にすることが好ましい。尚、上記趣旨から言えば、その下限値は小さければ小さい程（即ち、真空状態に近くする）良いが、圧力低下に費やすコスト、労力、時間等を考慮すれば、より好ましいのは４００Ｔｏｒｒ以下、更により好ましくは３００Ｔｏｒｒ以下である。
【００４６】
この様に本発明法では、上記濃縮ホウ素を用いると共に溶解温度を制御し、好ましくは鋳造時の凝固速度や圧力を制御する点に特徴を有するのであり、その他の条件については何等制限されるものではなく、本発明の目的を損なわない範囲において通常使用される方法（例えば熱間圧延、押出し、鋳造等）等によって製造することができる。
【００４７】
以下実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００４８】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（Ｎo.１〜１８，いずれも残部Ａｌ）を、下記Ａ〜ＣおよびＹ〜Ｚの鋳造条件で造塊した。
Ａ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 ０．１℃／秒
Ｂ：溶解温度 ７２０℃、凝固速度 ０．１℃／秒
Ｃ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 ０．０５℃／秒
Ｙ：溶解温度 ９００℃、凝固速度 １℃／秒
Ｚ：溶解温度１０００℃、凝固速度 ０．１℃／秒
【００４９】
【表１】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度５００℃，総圧下率８５％）を行い、熱間圧延性の良否を以下の基準で評価した。
○：割れの発生なし
×：割れが生じる
【００５１】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理）および安定化処理（１５０℃で２時間）を行った後、引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行うことにより室温強度および伸びを測定した。次にこれらの板を溶解温度：９００℃以上，鋳造時の凝固速度：０．１℃／秒以上で再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べた。更に、Ｘ線回折によりＡｌＢ2の体積率を調べると共に、光学顕微鏡（倍率：５０倍または１００倍）による組織観察を行った。得られた結果を表２にまとめて記載し、代表的な組織写真を図１に示す。尚、図１（ａ）は本発明例であるＮo.１の写真を、図１（ｂ）は比較例であるＮo.２の写真を夫々示す。
【００５２】
【表２】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｇ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在すると共に、ＡｌＢ2が均一に分散しホウ素化合物の凝集は全く認められず、優れた中性子吸収能を有することが分かった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１３〜１８）は、延性が若干低下したが他の特性は全て満足のいくものであった。
【００５４】
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能が低下したり、熱間圧延性が悪く、スクラップの再生ができなかったり、強度や伸びが低下するといった不都合が生じた。
【００５５】
実施例２
表３に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例１の鋳造条件または下記Ｄの鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１〜６は、前記表１のものと組成および鋳造法が同じであるので同一番号を付している。
Ｄ：溶解温度１１８０℃、凝固速度０．１℃／秒
【００５６】
【表３】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１，２，１９）について、インゴットの各部（上、中心、側面および底）から夫々１５ｃｍ角サイズの試験片を切り出し、ＩＣＰ法により各部位におけるホウ素濃度を調べた。その結果を図２に示す。
【００５８】
次に、各インゴットについて実施例１と同様にして均熱処理および熱間圧延を施した後、ホウ素化合物の形態（ＡｌＢ2 の体積率および凝集の有無）、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。尚、ホウ素の偏析の程度については、インゴットの各部分におけるＢの濃度をＩＰＣ法により測定し、以下の基準にて評価した。
偏析あり：インゴット中のいずれかの部分においてＢ：０．５〜１．５％を外れる値を示す部分がある
偏析なし：インゴット中の全部位においてＢ：０．５〜１．５％を満足する
この様にして得られた結果を表４にまとめて示す。
【００５９】
【表４】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られた合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が全くなく、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であると共に、優れた強度・延性を有することが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素の偏析に基づくスクラップの再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００６１】
実施例３
表５に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（Ｎo.２８〜４７，いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００６２】
【表５】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（５５０℃で８時間）した後、熱間圧延（温度：５００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００６４】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表６にまとめて記載し、代表的な組織写真を図３に示す。尚、図３（ａ）は本発明例であるＮo.２８の写真を、図３（ｂ）は比較例であるＮo.２９の写真を夫々示す。
【００６５】
【表６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.４２〜４７）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００６７】
実施例４
表７に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.２８〜３３は、前記表５のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【００６８】
【表７】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.２８，２９，４８）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図４に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べると共に、組織観察を行った。得られた結果を表８にまとめて示す。
【００７０】
【表８】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【００７２】
実施例５
表９に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金および表１０に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、真空加熱抽出定容測圧法により残留水素濃度を測定した。また、一部のインゴット（Ｎo.５７，６１）について、インゴットの各部から１５ｃｍ角サイズの試験片を切り出し、ＩＣＰ法によりホウ素の濃度を測定した。
【００７３】
次に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度５００℃、総圧下率８０％）を行い、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を下記の様に評価した。
［ホウ素の偏析の程度］
×：インゴット中のいずれかの部分においてＢ：０．５〜１．５％を外れる
○：インゴット中の各部分においてＢ：０．５〜１．５％を満足するもののそのばらつきが大きい
◎：インゴット中の各部分においてＢ：０．５〜１．５％を満足すると共に、そのばらつきも小さい
［圧延板の表面性状の良否］
◎：膨れの発生が全く無し
○：膨れの発生がほとんど無し
×：膨れ有り
【００７４】
得られた結果を表１１〜１３に示す。尚、表１１および１２に併記する総合評価とは、上記ホウ素の偏析や圧延板の表面性状の他、中性子吸収能、ホウ素化合物の形態、凝集の有無なども考慮して総合的に判定した結果である。
【００７５】
【表９】
【表１０】
【表１１】
【表１２】
【表１３】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.６０〜６５およびＮo.７２〜７７は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.５７〜５９およびＮo.６９〜７１）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【００８１】
実施例６
表１４に示す組成のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００８２】
【表１４】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４８０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４８０℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００８４】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理を施した後、水焼入れを行い、更に１２０℃で２４時間の時効硬化熱処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表１５にまとめて記載し、代表的な組織写真を図５に示す。尚、図５（ａ）は本発明例であるＮo.８１の写真を、図５（ｂ）は比較例であるＮo.８２の写真を夫々示す。
【００８５】
【表１５】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.９５〜９９）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【００８７】
実施例７
表１６に示す組成のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.８１〜８６は、前記表１４のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【００８８】
【表１６】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.８１，８２，１００）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図６に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。
【００９０】
【表１７】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【００９２】
実施例８
Ｎo.８１のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を用い、実施例６で施した時効硬化熱処理の有無によって強度がどの様に変化するかを調べた。尚、強度は実施例１と同様、引張試験を行い室温強度を測定した。その結果を表１８に示す。
【００９３】
【表１８】
表の結果から明らかな様に、上記時効硬化熱処理を施すことにより、引張強度を５００ＭＰａまで高めることができた。
【００９５】
実施例９
表１９に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【００９６】
【表１９】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【００９８】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２０にまとめて記載し、代表的な組織写真を図７に示す。尚、図７（ａ）は本発明例であるＮo.１０９の写真を、図７（ｂ）は比較例であるＮo.１１０の写真を夫々示す。
【００９９】
【表２０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｃｕ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｍｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１２１〜１２６）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【０１０１】
実施例１０
表２１に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１０９〜１１４は、前記表１９のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１０２】
【表２１】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１０９，１１０，１２７）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図８に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。得られた結果を表２２にまとめて示す。
【０１０４】
【表２２】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡ−Ｃｕ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【０１０６】
実施例１１
表２３に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【０１０７】
【表２３】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（５７０℃で１０時間）した後、熱間圧延（温度：４５０℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１０９】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出し、焼鈍処理（２００℃で１時間）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２４にまとめて記載し、代表的な組織写真を図９に示す。尚、図９（ａ）は本発明例であるＮo.１３６の写真を、図９（ｂ）は比較例であるＮo.１３７の写真を夫々示す。
【０１１０】
【表２４】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足するＡｌ−Ｍｎ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、Ｍｇ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＺｎまたはＴｉ量が本発明の範囲を超えて含有する合金（Ｎo.１４８〜１５３）は、延性が若干低下したこと以外は、全て良好な特性を有するものであった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度の低下といった不都合が生じた。
【０１１２】
実施例１２
表２５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo.１３６〜１４１は、前記表２３のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１１３】
【表２５】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１３６，１３７，１５４）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図１０に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べた。得られた結果を表２６にまとめて示す。
【０１１５】
【表２６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られたＡｌ−Ｍｎ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良、強度の低下が見られた。
【０１１７】
実施例１３
表２７に示す組成の純Ａｌ系合金（Ｎo.１６３〜１７６，いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。
【０１１８】
【表２７】
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１２０】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ
１３号Ｂ型）を切り出し、焼鈍処理（３４５℃で２時間）を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。更にこれらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率および凝集の程度を調査し、組織観察も合わせて行った。得られた結果を表２８にまとめて記載し、代表的な組織写真を図１１に示す。尚、図１１（ａ）は本発明例であるＮo.１６３の写真を、図１１（ｂ）は比較例であるＮo.１６４の写真を夫々示す。
【０１２１】
【表２８】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足する純Ａｌ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。
【０１２３】
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良といった不都合が生じた。また、ＦｅおよびＳｉが本発明の好ましい要件を満足しない合金（Ｎo.１７５、１７６）は、伸びや熱間圧延性が低下し、粗大化合物の析出が見られた。
【０１２４】
実施例１４
表２９に示す組成の純Ａｌ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、実施例２における鋳造条件で造塊した。尚、表中のＮo １６３〜１６８及び１７０は、前記表２７のものと同一の組成および鋳造法を施したものであるので、同一番号を付けた。
【０１２５】
【表２９】
この様にして得られた一部のインゴット（Ｎo.１６３，１６４，１７７）について、実施例２と同様にしてホウ素の偏析を調べた。その結果を図１２に示す。
次に、上記各インゴットについて実施例３と同様にして、ホウ素化合物の形態、スクラップ再生の可否およびホウ素の偏析の程度を調べると共に、組織観察を行った。得られた結果を表３０にまとめて示す。
【０１２７】
【表３０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明法によって得られた純Ａｌ系合金は、いずれもホウ素の偏析やホウ素化合物の凝集が見られず、ＡｌＢ2 が８０％以上存在しているのでスクラップの再生が可能であり、且つ強度・延性にも優れていることが分かった。
これに対して本発明法によらない合金は、中性子吸収能の低下、ホウ素の偏析、ホウ素化合物の凝集に基づくスクラップの再生不良が見られた。
【０１２９】
実施例１５
表３１に示す組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３２に示す。
【０１３０】
【表３１】
【表３２】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.１８４〜１８９およびＮo.１９１は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.１８１〜１８３）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１３３】
実施例１６
表３３に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３４に示す。
【０１３４】
【表３３】
【表３４】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.１９６〜２０１およびＮo.２０３は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.１９３〜１９５）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１３７】
実施例１７
表３５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３６に示す。
【０１３８】
【表３５】
【表３６】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.２０８〜２１３およびＮo.２１５は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.２０５〜２０７）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１４１】
実施例１８
表３７に示す組成の純Ａｌ系合金（いずれも残部Ａｌ）を用い、炉内圧力を同表に併記する如く設定し、実施例１におけるＡの鋳造条件にて造塊した。
この様にして得られたインゴットについて、実施例５と同様にして残留水素濃度を測定すると共に、各インゴットを、実施例１と同様に均熱処理した後、熱間圧延を行い、実施例５と同様にして、ホウ素の偏析の程度および圧延板の表面性状を評価した。得られた結果を表３８に示す。
【０１４２】
【表３７】
【表３８】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
Ｎo.２２０〜２２５およびＮo.２２７は、鋳造時の圧力を調整することにより残留水素濃度を本発明の好ましい範囲に制御した例であるが、この様な制御のなされていない本発明例（Ｎo.２１７〜２１９）に比べて、ホウ素の偏析の程度が著しく改善されており、且つ熱間圧延時の表面性状も良好であることが分かる。
【０１４５】
実施例１９
表３９〜４４に示す種々の組成の合金（いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊した（鋳造条件はＡを選択）。
この様にして得られたインゴットを均熱処理（４９０℃で２４時間）した後、熱間圧延（温度：４００℃、総圧下率：８５％）を行い、熱間圧延性の良否を実施例１と同様の基準で評価した。
【０１４６】
次に熱間圧延によって厚みを２０ｍｍにした板から引張試験用板片（ＪＩＳ１３号Ｂ型）を切り出した後、各成分系に応じて、以下の熱処理を施した後、実施例１と同様にして引張試験を行って室温強度および伸びを測定した。
純Ａｌ系合金：焼鈍処理（３４５℃で２時間処理した後、放置冷却）
Ａｌ−Ｍｇ系合金：Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理）
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金：Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）
Ａｌ−Ｃｕ系合金：Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）
Ａｌ−Ｍｎ系合金：焼鈍処理（２００℃で１時間）
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金：Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理および１２０℃で２４時間の時効処理）
【０１４７】
更に、これらの板を実施例１と同様に再鋳造し、スクラップの再生が可能か否かを調べると共に、Ｘ線回折によるホウ素化合物の体積率を調査した。得られた結果を、各成分系毎に表４５〜５０に示す。
【０１４８】
【表３９】
【表４０】
【表４１】
【表４２】
【表４３】
【表４４】
【表４５】
【表４６】
【表４７】
【表４８】
【表４９】
【表５０】
これらの結果から以下の様に考察することができる。
本発明の要件を全て満足する各合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ2 が８０％以上存在し、且つホウ素化合物の凝集も認められなかった。更に熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。
これに対して本発明の要件を満足しない合金は、中性子吸収能の低下、熱間圧延加工性の低下によるスクラップ再生不良、強度や伸びの低下といった不都合が生じた。
【０１６１】
【発明の効果】
本発明のホウ素含有Ａｌ基合金は、上記の様に構成されているので、優れた中性子吸収作用を有することは勿論のこと、強度・延性等の機械的特性に優れており、熱間圧延加工性も良好で、スクラップの再生が可能であることが分かった。このうち、特にＡｌ−Ｍｎ系合金は、比較的安価であり、製造コスト低減化の面からも有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１における組織写真である。
【図２】実施例２における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図３】実施例３における組織写真である。
【図４】実施例４における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図５】実施例６における組織写真である。
【図６】実施例７における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図７】実施例９における組織写真である。
【図８】実施例１０における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図９】実施例１１における組織写真である。
【図１０】実施例１２における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
【図１１】実施例１３における組織写真である。
【図１２】実施例１４における溶解温度とホウ素濃度の関係を示すグラフである。
Claims (15)
- Ｂ：０．５〜１．５％（質量％，以下同じ）、並びに残部：Ａｌ及び不可避不純物であり、且つ10Ｂ／（10Ｂ＋11Ｂ）≧９５％を満足すると共に、全ホウ素化合物中におけるＡｌＢ2の占める割合が体積率で８０％以上であることを特徴とする中性子吸収作用を有するホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更にＭｇ：２〜８％を含有する請求項１に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更に、
Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），
Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），
Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項２に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。 - 更にＭｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有する請求項１に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更に、
Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），
Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），
Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項４に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。 - 更にＭｇ：１．０〜４．０％およびＺｎ：０．８〜８．０％を含有する請求項１に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更に、
Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない），
Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項６に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。 - 更にＣｕ：１．５〜７．０％を含有する請求項１に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更に、
Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），
Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），
Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項８に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。 - 更にＭｎ：０．３〜２．０％を含有する請求項１に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 更に、
Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），
Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），
Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），
Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１０に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。 - Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）およびＳｉ：１．５％以下（０％を含む）である請求項１〜３、６〜１１のいずれかに記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- Ｆｅ：２．０％以下（０％を含む）である請求項４または５に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下（０ｐｐｍを含む）に抑制したものである請求項１〜１３のいずれかに記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
- 表面膨れの少ない請求項１４に記載のホウ素含有Ａｌ基合金。
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