JP5555580B2 - 熱伝導性、強度及び成形性に優れたアルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、熱伝導性、強度及び成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板及びその低コストでの製造方法に関するもので、特にプラズマディスプレイや液晶ディスプレイなどの電子映像機器、パソコンなどの電子情報機器や家庭用電化製品の放熱板、筐体、支持体、基板など熱拡散性を要する部品の素材として好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板に関するものである。

熱を発生する電子部品を多く用いる電子機器および電化製品で、さらなる高機能化と小型化、薄型化が進められており、内部温度の上昇を防止する熱設計の重要性が増している。

例えば、プラズマディスプレイは薄く、壁に掛けられる構造になっているために映像部品と電子部品とが高密度に集積している。映像部品は発光素子の集合体であり、高電圧が負荷されているために発熱量が多く、電子部品の温度を上昇させるので、ノイズの原因や最悪の場合は故障の原因となる。この故障を防ぐ目的で、映像部品と電子部品の間に放熱板を設置し、熱の分散・拡散機能を設けている。前記放熱板は厚さ０．５〜２．０ｍｍ程度の板材から成形されることが多く、その素材必要性能は高熱伝導率、高強度、かつ良好な成形性である。

本来、アルミニウムは鋼材より熱伝導性に優れ、軽量であり、プラズマディスプレイの放熱板を含め、液晶ディスプレイ、パソコン、携帯用電子機器、車載用電子機器などの放熱板、筐体、支持体、基板など熱拡散性が重要な用途に適した性質を持っている。但し、アルミニウム材の中でも純アルミニウム系、すなわちＪＩＳ１１００、１０５０、１０７０合金等に代表される１０００系合金では、熱伝導性は高いが、強度が低く、筐体、支持体など成形部品としては強度不足である。

一方、より高い強度を有する材料としてはＡｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ５０５２合金やＡｌ−Ｍｎ系の３００３合金等が代表的であるが、これらの熱伝導性は１０００系合金と比較すると低く、熱拡散性が特に要求される部品の素材としては適さない。そこで、ますます高機能化と小型化・薄型化が進む電子機器の熱対策には、熱伝達性及び強度ともに良好なアルミニウム合金板材が求められている。加えて、用いられる電子機器が世界的に多く使用されるものであり、板材製造に要するエネルギーやコストの観点から、余分な熱処理工程などを含まない簡略化された工程で、かつ量産に適した工程で、高熱伝達性と強度を実現できることが求められている。

このような高熱伝導性及び高強度をあわせ持つ材料として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の使用が考えられる。一般に、導電率及び熱伝導率間には顕著な正の相関性があり、導電率が高いほど熱伝導性も高い材料と言うことができる。もともとＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金には、高強度電線用のＪＩＳ規格合金として導電率に優れた６１０１合金が存在する。非特許文献１によると、その組成は、Ｓｉ：０．３〜０．７質量％（以下、合金組成については単に％と記載する。）、Ｍｇ：０．３５〜０．８％で、Ｆｅ：０．５％以下、Ｃｕ、Ｚｎ：各０．ｌ％以下、Ｍｎ、Ｃｒ：各０．０３％以下、Ｂ：０．０６％以下と規定されている。

非特許文献２には、溶体化処理及び析出処理を経たＴ６材で導電率が５７％ＩＡＣＳと高く、純アルミニウム系の１１００−Ｈ１８と同等の値を示す合金が開示されている。この合金の通常使用形態は押出あるいは引き抜きされた線であり、板材の強度と単純に置き換えられないが、Ｔ６材で２２１Ｎ／ｍｍ^２と純アルミニウム系では達成不可能な高い強度も持つ。このような特性が板材として実現できれば、熱伝導性も良好なため前記のような熱拡散性を必要とする部品の素材として好適と考えられる。

但し、この合金を単純に板材とするには、溶体化処理などコストがかかる熱処理を必要とし、製造工程も複雑となる。強度を上げる析出処理後は成形性が落ちるが、それを避けて成形後に析出処理を行うこともまた煩雑である。

一方、６１０１合金のような熱伝導率に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を板材として製造するための技術が、いくつかの公知文献で提案されている。特許文献１に記載の発明は、組成としてＳｉ：０．２〜０．８％、Ｍｇ：０．３〜０．９％、Ｆｅ：０．３５％以下およびＣｕ：０．２０％以下を含有したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を対象とし、熱間圧延の条件を規制することで優れた熱伝導性と強度を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板を得る方法を示している。

合金組成自体は、６１０１合金の範囲を若干広げたに過ぎないが、熱間圧延に溶体化処理と同じ効果を持たせることにより、独立した溶体化処理を省略することを可能とする技術である。しかしながら、熱間粗圧延時の任意パス工程には非常に困難な制約（パス前の材料温度３５０〜４４０℃、パス間の冷却速度５０℃／ｍｉｎ以上、パス上り材料温度２５０〜３４０℃、上り板厚１０ｍｍ以下）があり、これを実施するためには膨大な設備投資費用が必要となる。

また、特許文献２及び３に記載の発明は、特許文献１と同様に６１０１合金類似の合金組成を対象とし、熱間圧延後の工程で追加的な中間焼鈍を必要とする。また、任意の熱間圧延パス前の材料温度と後の冷却速度を制御する請求項があり、実施例でもこの制御がすべてで行われており、煩雑な工程をとっている。

特許文献４に記載の発明では、組成としてＳｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｃｒ：０．０２〜０．１％、Ｆｅ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金についてのもので、Ｃｕ０．０１〜１％など他の選択元素を添加した場合も記述されている。この特許の工程の一つの形態は、熱間圧延後、冷間圧延途中で５００〜５７０℃の溶体化処理を行い、さらに規定の条件での冷間圧延後にさらに１７０〜２１０℃にて加熱焼鈍する煩雑なものである。

特許文献４では、他の形態の工程、すなわち、熱間圧延後、冷間圧延途中で中間焼鈍を行わず、最終板厚まで冷間圧延し、１８０〜３００℃に加熱する焼鈍を行って、導電率５３％ＩＡＣＳ以上の熱伝導率に優れた板材を得る方法も開示している。これは熱間圧延工程での条件規制、溶体化処理や冷間圧延工程途中での焼鈍なども無く簡単な製造方法と言えるが、この特許方法では、量産に適した大型の材料において安定して高熱伝達と強度を実現するための規定がなされておらず、完成された技術となっていない。

特許文献５に記載の発明では、組成としてＳｉ：０．２〜１．５％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：０．０１５超〜０．２％、さらにＭｎまたはＣｒを微量含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を対象とし、Ｃｕ０．０１〜１％など他の選択元素を添加した場合も記述されている。比較的高い熱伝導性と、優れた強度と成形性を有しているものの、製造工程に連続焼鈍方式による溶体化処理（５００〜５７０℃、冷却速度１．０℃／ｓｅｃ以上）を行っており、やはり高コストになってしまう。

特許文献６、７に記載の発明は、熱間圧延工程での規制、溶体化処理、時効焼鈍なども無く、簡単な製造方法を示している。しかし、記載の成分では更なる高熱伝導化を達成し、具体的には導電率５７．５％ＩＡＣＳ以上とし、かつ強度にも優れた圧延板とはなせないことがわかった。

特許第３４９６２６３号公報 特開２００３−３２１７５５号公報 特開２００９−１０２７３７号公報 特開２００５−８９２６号公報 特開２００５−２６４１７４号公報 特開２００８−２４８２９７号公報 特開２００９−２４２８１３号公報

アルミニウムハンドブック第５版 ＭＥＴＡＬＳ ＨＡＮＤＢＯＯＫ ＴＥＮＴＨ ＥＤＩＴＩＯＮ ＶＯＬ．２

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、放熱用部品としての性能は損なわずに簡便かつ経済的な工程により、熱伝導性と強度、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板及びその製造方法を提供することを目的としている。

本発明者らは、上記課題を解決すべき、以下の要件を満足するような簡易かつ低コスト、エネルギー消費の少ない製造方法で熱伝導性、強度及び成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板を得るべく鋭意検討を実施した。

・半連続鋳造→面削→予備加熱→熱間圧延→冷間圧延→焼鈍の単純な工程で行われることを前提とし、
・面削の前に独立した均質化処理を必要とせず、
・熱間圧延時に特に複雑な温度制御を要さず、
・中間焼鈍を必要とせず、
・冷間圧延を連続した３パス以内で行い、
・工程のどの時点でも溶体化処理を行わず、
・熱間圧延の予備加熱温度を５６０℃未満に低温化する。

また、小サイズの鋳塊で良好な特性が出ても、サイズアップして特性が下がるか安定しないような材料設定は、望ましくない。量産規模で熱伝導性と強度、成形性が良好な材料が安定して得られることが必要で、少なくとも厚さが２５０ｍｍ以上の量産規模の鋳塊から製造された板材で良好な特性が得られることが求められる。板材の表面欠陥が無いことも必要条件となる。

本発明は、以上のような前提条件を満足するためになされたものであり、
請求項１記載の第１の発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板において、Ｍｇを０．１〜０．３４％、Ｓｉを０．２〜０．８％、Ｃｕを０．２２〜１．０％含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ含有量比が１．３以上であり、ファイバー組織を有し、導電率が５７．５％ＩＡＣＳ以上、引張強度１８０Ｎ／ｍｍ^２以上であることを特徴とする熱伝導性と強度と成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板である。

なお、前述のように、一般にアルミニウム合金の熱伝導性と導電率には正相関関係があるので、本発明の熱伝導性は導電率を代替特性として測定することにより評価した。したがって、以下の説明において、「導電率」への効果や影響が記載してあるところは、「熱伝導性」に対して同等の効果や影響があることを示している。

請求項２に記載の第２の発明は、請求項１記載の成分を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を半連続鋳造で厚さ２５０ｍｍ以上の鋳塊とし、４００〜５４０℃の温度での予備加熱を経て熱間圧延、５０〜８５％の圧下率で冷間圧延を施した後、１４０〜２８０℃の温度で焼鈍をすることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法である。

本発明によれば、適切な合金成分、製造工程により、熱伝導性、強度及び成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板を簡便かつ経済的な製造工程で得ることが可能であり、製造コストを低減することが可能である。また、量産に適した大型鋳塊を用いて、安定的に上記の良好な特性が得られる。

以下、より詳細に本発明内容を説明する。
本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理の無い簡便な工程で板材とし良好な熱伝導性と強度を得るため、従来と異なる材料設計を行っている。導電率を上げるためには、添加元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量を極力下げておく必要がある。これらの元素は、鋳造時には十分な析出時間が無いため、鋳塊中では相当量が固溶している。そのため高導電率の実現には、後の工程でこれらを十分に析出させることが求められる。

次に、この発明における合金成分の限定理由について説明する。
合金中のＭｇ、Ｓｉ及びＣｕの量と各々の存在比を種々変化させ、熱伝導性及び強度・成形性が安定して良好になる条件を検討して適正な合金組成を選択した。Ｍｇ、Ｓｉ及びＣｕについては、単なる添加量だけではなく、それぞれの量比を適正に選ぶ必要がある。

Ｍｇ：０．１〜０．３４％
Ｍｇはこの合金の強度と成形性の性能の確保に有用な必須添加元素である。ただし、比較的広い固溶限を持ち、また固溶した際に導電率を低下させる作用も大きい。０．３４％を超えて含む場合、本発明の簡便な工程を前提とすると導電率の低下が大きく、量産規模材での特性ばらつきも大きくなる問題がある。一方、０．１％未満では強度の確保が難しい。したがって、Ｍｇ量の範囲は０．１〜０．３４％であり、好ましいＭｇ量の範囲は０．１５〜０．３％である。なお、後述するようにＭｇについてはＳｉ量との比で適正な範囲が存在する。

Ｓｉ：０．２〜０．８％
Ｓｉはこの合金の強度及び成形性の確保のために必須の元素である。０．８％を超えると導電率が低下し、更には他の添加元素と粗大な金属間化合物を生成し成形性の確保が難しくなる。一方で、０．２％未満では強度の確保が難しくなり、更には他元素との金属間化合物を形成せず固溶量が上昇し導電率が低下してしまう。したがってＳｉ量の範囲は０．２〜０．８％とする。但し、ここで言及する金属間化合物とは主に時効処理により得られる強度上昇に寄与する微細化合物ではなく、合金鋳造時に生成した晶出物にあたる。好ましいＳｉ量の範囲は、０．２５〜０．７％である。

Ｃｕ：０．２２〜１．０％
Ｃｕはこの合金の強度を確保するために必須の元素である。１．０％を超えると導電率と成形性の確保が難しい。一方で、０．２２％未満では強度の確保が難しい。したがってＣｕ量の範囲は０．２２〜１．０％とする。更に好ましいＣｕ量は、０．２５〜０．８％である。

Ｓｉ／Ｍｇ含有比：１．３以上
本発明ではＭｇとＳｉおよびＣｕの含有量比を規定しており、この範囲にあれば導電率が高いアルミニウム合金板となせる。Ｓｉ／Ｍｇ比がこれよりも低い値、つまり相対的にＳｉ量が低いと、Ｍｇ及びＳｉを含む金属間化合物の生成量が少ないため最終的な板材中の固溶Ｍｇが多くなることで導電率が低くなる傾向がある。また、この比が低いことで、量産規模材での位置による特性バラツキが大きくなる問題が生じる。これは、本発明の比較的Ｍｇ含有量の低い合金組成範囲で、Ｓｉ／Ｍｇ比が低いと速やかな析出が起こりにくいため、量産規模の材料の部位による工程中熱履歴の違いを受けて析出状態が異なる可能性が高くなるためである。

なお、Ｓｉも固溶量が増えると導電率を下げる作用を持つが、単位固溶量あたりの導電率低減作用はＭｇの場合より小さい。このため、Ｓｉを相対的に多めに含有することで両元素が若干固溶しても、Ｍｇの固溶が減る効果が大きいため高導電率に対して有利に働く。Ｓｉの若干の固溶は強度向上にも寄与する。

また、Ｓｉ／Ｍｇ含有比の上限値は例えば８．０とすることができる。これを超えると、必然的にＳｉの添加量が上記規定の範囲を超えてしまうことになり、導電率を低下させてしまう結果となる

規定した元素以外で、アルミニウム合金に一般的に添加あるいは含有される元素として、Ｆｅがある。Ｆｅはアルミニウムスクラップやアルミニウム地金に含有される不純物であり、通常、０．１％程度は含有されている。しかし、多量に含有されていると粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生成し、成形性が劣化する。また、導電率も低下する。したがってＦｅ量は０．３５％以下に規制されるのが望ましい。

他の元素としては、ＴｉやＢなどがある。Ｔｉは鋳塊の結晶粒微細化に効果があり、鋳塊割れを防止する。添加量が多すぎるとＡｌ_３Ｔｉが晶出して導電率の低下と成形性が劣化する要因となる。一方で、添加量が少なすぎると微細化の効果が十分に得られない。上記の理由から、Ｔｉの添加量は一般的に０．００５〜０．１％程度に規制されている。

また、鋳塊の結晶粒の微細化の効果を高めるためにＢをＴｉと複合添加することも行われている。その場合、Ｂの添加量が多すぎるとＴｉＢ_２が生成して曲げ性が劣化する。一方で、Ｂの添加量が少なすぎると結晶粒微細化に効果が十分に得られない。一般的に０．０００１〜０．０５％程度に規制されている。

上記以外のＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどは再結晶粒微細化のために一般的に添加される合金元素であるが、導電率への影響が大きく、添加されないことが望ましい。ただし、一般的な不純物元素の上限値である各々０．０５％までの含有であれば、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の性能を損なうことはない。

次に本発明の諸特性について説明する。本発明においては焼鈍後の導電率を５７．５％ＩＡＣＳ、引張強度を１８０Ｎ／ｍｍ^２以上に規制している。導電率が５７．５％ＩＡＣＳより低いと放熱用部品としての熱伝導性が不十分である。従って、５７．５％ＩＡＣＳ以上が好ましい。なお、上述したように、熱伝導性を導電率で代替して説明するのは、一般にアルミニウム合金の熱伝導性と導電率には正相関関係があることに起因するものである。

また、引張強度が１８０Ｎ／ｍｍ^２より低いと放熱用部品としての強度が不十分となる。従って、１８０Ｎ／ｍｍ^２以上とした。なお、代表的な純アルミニウム材であるＡ１１００では加工硬化で強度を上げたＨ１８の状態で、導電率が５７％ＩＡＣＳ、引張強さが１６５Ｎ／ｍｍ^２であり、本発明の規定はこれと同等以上の導電率（熱伝導性）と、純アルミニウムで到達不可能な高強度を意味するものである。

次にこの発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の製造方法について説明する。先ず、常法に従い半連続鋳造法により、前記合金成分を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の厚さ２５０ｍｍ以上の鋳塊を得る。この鋳塊寸法の規定は量産を効率的に行うために必要である。

熱間圧延前には、性能の向上、性能バラツキを少なくする目的で均質化処理を行うことが多いが、本発明においては、鋳塊の面削の前に独立した均質化処理を行わない。上記目的の熱処理は、面削の後に熱間圧延の予備加熱を４００〜５４０℃の温度で実施することにより代わりとする。４００℃未満では後の熱間圧延が困難になるため不適当であり、５４０℃を越えると鋳塊中で局部的な溶融が起こる可能性があり不適当である。熱間圧延の予備加熱温度は５６０℃未満とすることで、さらにコストおよびエネルギー消費の低減のために望ましく、特性上も問題が無い。

熱間圧延は常法に従った方法で行えばよく、熱間圧延条件に特に制限はない。一般的には熱間仕上げ圧延は板厚１０ｍｍ以下で３００℃以下の終了温度になることが多い。

熱間圧延が終了した後には冷間圧延を行う。これは熱間圧延板に対し加工を加え、強度を向上させるために行う。この冷間圧延は５０〜８５％の圧延率で行う。経済的な観点から、冷間圧延は３パス以内、望ましくは２パス以内で行い、途中での中間焼鈍は行わない。冷間圧延の圧延率が、５０％未満であると高い強度が確保できない。また、８５％を超えると、経済的なパス数で実施した場合に、表面模様欠陥のヘリンボンが発生しやすく不適当である。

本発明の合金では最終焼鈍後の組織がファイバー組織になっていることが、組織上の特徴となっている。ファイバー組織とは、熱間圧延あるいは冷間圧延に伴い加えられた塑性加工により伸ばされた結晶粒の中に、転位が高密度に集中した組織である。本発明の合金では、冷間圧延後に部分あるいは完全再結晶が起きないような条件で焼鈍を行うために、焼鈍後にファイバー組織を有しており、高い強度を維持できる。

冷間圧延を行った後は、焼鈍を１４０〜２８０℃の範囲で行う。１４０℃未満の焼鈍では軟化が不十分であり、曲げ性が不足する。２８０℃を超える温度での焼鈍では軟化が進行しすぎるために強度が不十分となる。また、焼鈍時間は１時間より短い時間では効果が少なく、４８時間より長時間では軟化が飽和し経済的に不利になる。

また、前記焼鈍は圧延板を軟化させるために行うものであるが、通常の６０００系合金のように時効硬化のために行うわけではない。６０００系合金を含む熱処理型アルミニウム合金では、一般的に溶体化処理を施し時効硬化を行い強度と導電率の確保を図る。すなわち、溶体化処理を行うことによって、後の１５０℃を越えるような熱処理は必然的に時効処理としての作用効果を奏することになる。しかし、本発明においては溶体化処理を行っていないので、後の上述した温度範囲の熱処理は上述したように、単に焼鈍として合金の軟化させるために行うものである。

また、本製造方法では、溶体化処理を行わないことで低コスト化を図ることが可能となる。

表１の合金番号１〜１６に示す合金を、常法にて溶解し各々を半連続鋳造法にて厚さ４５０ｍｍ×幅１０８０ｍｍ×長さ２８００ｍｍの鋳塊に鋳造した。なお、以下の表ではすべて、本発明規定を外れる条件については、斜体字で表し区別した。

得られた鋳塊は表面の約１５ｍｍを面削し、予備加熱して熱間圧延、冷間圧延及び最終焼鈍の工程で板厚１ｍｍあるいは１．５ｍｍ、幅１０００ｍｍの板材（コイル）とした。表２に製造工程条件を示す。これらの熱延予備加熱温度の保持時間は４〜６ｈとし、熱延上がり時の材料温度は２５０〜３００℃の範囲に入っていた。冷間圧延はすべて２パスで行なったもので、表２中の圧延率は冷間圧延前の板厚を基準とした総圧下率である。評価用の材料は、コイルの長手および幅の中央から採取した。

Ｎｏ．１〜１６は微細化剤成分として他にＴｉ ０．０１％， Ｂ０．００２％を含む。

導電率は圧延方向と平行に板厚×５０ｍｍ×長さ１０００ｍｍ（測定基準長さ５００ｍｍ）の試験片を採取し、ダブルブリッジ法により比抵抗値を測定し、標準銅の比抵抗値を１００として算出した。

また引張強度は、ＪＩＳＺ２２０１に定める５号引張試験片にて圧延方向に直角方向の引張強度を求めた。

本発明の合金は成形をして用いることが多い。そのため、圧延方向に対し直角方向（曲げ性の劣る方向）に切り出したＪＩＳ２２０４に定める３号曲げ試験片にて９０°曲げ試験を実施し、その結果を成形性とした。９０°曲げ試験は、内側曲げ半径を２．０ｍｍとして行い、１０倍のルーペで観察し、割れが発生しなければ合格（○）、割れが発生したものは不合格（×）とした。

導電率、引張強度、成形性の評価結果を表３に示す。

表３において本発明で規定する合金成分かつ製造工程の条件を満足した発明例は、いずれもが導電率が５７．５％ＩＡＣＳ以上で引張強度１８０Ｎ／ｍｍ^２以上かつ良好な成形性を有しており、導電率即ち熱伝導性と強度と成形性を兼ね備えた材料であることが明らかである。

一方、比較例の１−Ｇは冷間圧延時の冷間圧延率が不足したために、ファイバー組織を得ることが出来ず、引張強度が低下し、強度を確保できなかった例である。

１−Ｈは最終焼鈍温度が低すぎたために、回復がほとんど起きずに成形性を確保できなかった例である。

１−Ｉは最終焼鈍温度が高すぎ、部分或いは完全再結晶が起きてしまい、強度不足した例である。

１−Jは冷間圧延率が高すぎた例で、冷間圧延後の表面で異常な模様（ヘリンボン）が生じたため、後の評価に供さなかった。

１−Ｋは、熱延予備加熱温度が低すぎた例で、熱間圧延時に材料割れが生じたため、後の評価に供さなかった。また、１−Ｌは熱間圧延の予備加熱を規定以上の温度で行なった場合であり、鋳塊中で局部的な溶融が生じて均一な組織が得られないため、後の工程に進まず評価に供さなかった。

また１０−ＡはＳｉ量が少なすぎ規定するＳｉ／Ｍｇ比も満足していないために、導電率が低下してしまった。

１１−ＡはＳｉ量が多すぎたために、導電率が低下してしまった。また、金属間化合物を多く生成してしまい、曲げ性も低下した。

１２−ＡはＭｇ量が少なすぎたために、強度が低下してしまった。

１３−ＡはＭｇ量が多すぎたために、導電率が低下してしまった。

１４−ＡはＣｕ量が少なすぎたために、強度が低下してしまった。

１５−ＡはＣｕ量が多すぎたために、導電率が低下してしまった。また、曲げ性も低下してしまった。

１６−ＡはＳｉ／Ｍｇ含有比が１．００であり、本発明で規定する１．３よりも低い。導電率は５７％ＩＡＣＳより低くなっている。

また、比較として市販品Ａ１１００Ｐ−Ｈ１８およびＡ３００３Ｐ−Ｈ１８の評価結果も表３に記載した。前者は特に強度が不足し、後者は導電率が不足しているため、どちらも放熱用部品材としての性能が不足している。このことからも、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板は、導電率つまり熱導電性、強度、成形性を兼ね備えた材料であることが明らかである。

表４に合金組成のみをさらに変化させた場合の実施例と比較例を示す。ここでは、量産規模の半連続鋳造装置で作成した４００×１０８０×２５００ｍｍの鋳塊を用い、実施例１の工程Ａ（表２）と同様の条件で１ｍｍ厚の板材として評価に供した。評価用の材料は、コイルの長手および幅の中央から採取した。

なお、表４中の合金は、表記組成以外に、Ｆｅ０．１２〜０．１４％を含み、鋳造微細化剤由来のＴｉ０．０１％、Ｂ０．００２％を含み、残部がＡｌと他の不可避的な不純物元素からなる。

発明例は組成規定範囲の上限および下限を含むが、すべて導電率５７．５％以上、引張り強さ１８０Ｎ／ｍｍ^２以上の良好な値を示し、優れた導電率即ち熱伝導性と強度を兼ね備えた材料となっている。比較例では、強度か導電率のいずれかで劣る結果になっている。

表５の合金を量産規模の半連続鋳造装置を用い、２５０×１０５０×２５００ｍｍあるいは４００×１０５０×２５００ｍｍの鋳塊とした。これを、表６の製造条件（Ｍ、Ｎ、Ｏ）で熱間圧延、冷間圧延および最終焼鈍して厚さ１ｍｍで幅９７０ｍｍの板とした。これらの材料の長さ約５００ｍのコイルについて、前端、長さ中央、後端の幅中央、幅端で、導電率と強度の評価を行った。なお、前端、後端の材料とは、端の形状不正および圧延開始および終了の速度非定常域を除いた、通常使用部の前端および後端を意味する。

比較として実験規模の半連続鋳造装置を用い８０×２００×２５０ｍｍの鋳塊とし、以降の工程も実験規模装置を用いて厚さ１ｍｍの板を得た（表６、工程Ｐ）。これについても約１０ｍの長さの板の各部位で特性の評価を行った。

表７、表８に導電率および強度の評価結果を示す。合金組成が本発明規定の場合、量産規模である２５０ｍｍ厚あるいは４００ｍｍ厚の鋳塊を用いた場合でも、材料部位によらず安定して優れた導電率即ち熱伝導性と強度を兼ね備えた材料となっている。量産規模の材料では、材料サイズが大きいことから、部位により鋳塊組織や、熱間圧延などの工程中に受ける熱履歴および加工がかなり異なることで、添加元素の固溶、析出の状態の差による部位間特性差が生じやすい。本発明組成では部位間の析出状態の差を抑えることに成功している。本発明規定内のＳｉ、Ｍｇ量で、特にＳｉ／Ｍｇ比を１．３以上にすることで、Ｍｇの析出を遅滞なく生じ、量産規模材の部位特性差が有効に抑制される。

合金組成が本発明規定を外れＭｇ含有量が高くＳｉ／Ｍｇ比の低い比較合金４０では、量産規模の工程Ｏによった場合、材料中の部位により導電率あるいは強度の差異が生じている。特に導電率は、５７．５％に達しない部位が存在している。

また、Ｓｉ，Ｍｇ量が本発明規定を超える合金４１−Ｏは、全体に導電率が低く、特性の部位間差異も大きい。

なお、サイズの小さい実験規模の鋳塊を元にする工程Ｐでは、本発明を外れる合金４０でも本発明範囲の合金３８と同様に導電率、強度が安定している。このことから、材料の部位間の特性差が課題になるのは、特に量産規模の工程を用いた場合であることがわかる。本発明以前の技術ではこの課題が意識もされていないので、当然そのための解決手段を含んでいない。

以上、本発明を上記具体例に基づいて詳細に説明したが、本発明は上記具体例に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能である。

本発明で得られた熱伝導性と強度と成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板は、特定の用途での使用に限定されるものではないが、プラズマディスプレイなど映像電子部品、パソコンなどの電子部品などの使用に好適であり、工業上顕著な効果を奏するものである。

Claims (2)

1. Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板において、Ｍｇを０．１〜０．３４質量％（以下、％と記す）、Ｓｉを０．２〜０．８％、Ｃｕを０．２２〜１．０％含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ含有量比が１．３以上であり、ファイバー組織を有し、導電率が５７．５％ＩＡＣＳ以上、引張強度１８０Ｎ／ｍｍ^２以上であることを特徴とする、熱伝導性、強度及び成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板。
2. 請求項１記載の成分を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の製造方法であって、
   Ｍｇを０．１〜０．３４質量％（以下、％と記す）、Ｓｉを０．２〜０．８％、Ｃｕを０．２２〜１．０％含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ含有量比が１．３以上であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を、半連続鋳造で厚さ２５０ｍｍ以上の鋳塊とし、４００〜５４０℃の温度での予備加熱を経て熱間圧延、５０〜８５％の圧下率で冷間圧延を施した後、１４０〜２８０℃の温度で焼鈍をすることを特徴とする、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の製造方法。