JP6355098B2 - 熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 - Google Patents
熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6355098B2 JP6355098B2 JP2013273424A JP2013273424A JP6355098B2 JP 6355098 B2 JP6355098 B2 JP 6355098B2 JP 2013273424 A JP2013273424 A JP 2013273424A JP 2013273424 A JP2013273424 A JP 2013273424A JP 6355098 B2 JP6355098 B2 JP 6355098B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- aluminum alloy
- less
- alloy sheet
- annealing
- thermal conductivity
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 65
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 47
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 43
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 40
- 238000011282 treatment Methods 0.000 claims description 19
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 15
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 14
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 9
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 description 5
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- 229910018084 Al-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018131 Al-Mn Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018192 Al—Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910018461 Al—Mn Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 229910018176 Al—(Mn, Fe)—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018191 Al—Fe—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018575 Al—Ti Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018580 Al—Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 238000010923 batch production Methods 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 239000002828 fuel tank Substances 0.000 description 1
- 230000017525 heat dissipation Effects 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 238000010409 ironing Methods 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
Description
本発明は、放熱部材に使用できる熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法に関する。
アルミニウム合金は軽量であり、熱伝導性に優れる利点を有するが、鉄系材料などに比べて材料本来の成形性が低いため、その用途は限定される傾向にある。そこで、放熱部材に使用できるよう高い熱伝導性を持ちかつ鋼板に匹敵する高成形性を備えたアルミニウム合金を提供することが望まれている。
アルミニウム合金でありながら、鋼板程度の成形性を求めたアルミニウム合金板材が以下の特許文献１に記載されている。
特許文献１に記載のアルミニウム合金板材は、Ａｌ−Ｆｅ系を主成分としてＴｉもしくはＢを特定量含有し、不可避不純物中のＳｉとＣｕを特定量以下に規制することで引張強さが９０Ｎ／ｍｍ２以上、耐力が４５Ｎ／ｍｍ２以上であり、伸び４０％、局部伸び１０％以上を有する、高成形性のアルミニウム合金板として知られている。
特許文献１に記載のアルミニウム合金板材は、Ａｌ−Ｆｅ系を主成分としてＴｉもしくはＢを特定量含有し、不可避不純物中のＳｉとＣｕを特定量以下に規制することで引張強さが９０Ｎ／ｍｍ２以上、耐力が４５Ｎ／ｍｍ２以上であり、伸び４０％、局部伸び１０％以上を有する、高成形性のアルミニウム合金板として知られている。
しかし、自動車燃料タンクのような張出し成形品に対しては、材料の伸び値を考慮することでその特性を得ることが可能であるが、深絞りのようなより厳しい成形品に対するならば、その他の特性も考慮した材料開発を行う必要がある。
また、アルミニウム合金の持つ高い熱伝導性を利用して成形を伴う放熱部材に適用できるアルミニウム合金板の提供が望まれている。
また、アルミニウム合金の持つ高い熱伝導性を利用して成形を伴う放熱部材に適用できるアルミニウム合金板の提供が望まれている。
本発明は上述の事情に鑑みなされたもので、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量規制に加え、Ｚｒの含有量規制を行い、適切な製造方法をもって平均結晶粒径を微細化することにより、熱伝導性に優れ、高成形性に優れたアルミニウム合金板材の提供を目的とする。
上記の課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用した。
本発明は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材に関する。
本発明は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材に関する。
本発明は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材に関する。
本発明の熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく連続焼鈍により焼鈍後に板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることを特徴とする。
本発明の熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく連続焼鈍により焼鈍後に板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることを特徴とする。
本発明の熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材の製造方法は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく連続焼鈍により焼鈍後に板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることを特徴とする。
本発明の製造方法において、前記連続焼鈍を１００℃／秒以上の急速昇温後、４５０℃以上に１０秒以上保持し、その後１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する焼鈍とすることを特徴とする。
本発明の製造方法において、前記熱間圧延により圧延後の板材を板厚６ｍｍ以下、２７０℃以下の条件で巻き取ることを特徴とする。
本発明の製造方法において、前記熱間圧延により圧延後の板材を板厚６ｍｍ以下、２７０℃以下の条件で巻き取ることを特徴とする。
本発明によれば、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量、あるいはこれらに加えてＭｎの含有量を好ましい範囲として平均結晶粒径を２５μｍ以下としているので、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れたアルミニウム合金板材を得ることができる。
含有成分のうち、Ｚｒは均質化処理中の結晶粒粗大化を抑制し、高温の連続焼鈍条件と組み合わせて熱伝導性を低下させることなく結晶粒の微細化効果を奏する。
Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲としていることで冷間圧延後に施す連続焼鈍により平均結晶粒径を２５μｍ以下に制御することができる。
また、Ｍｎを添加することでより高い強度を得ることができる。
含有成分のうち、Ｚｒは均質化処理中の結晶粒粗大化を抑制し、高温の連続焼鈍条件と組み合わせて熱伝導性を低下させることなく結晶粒の微細化効果を奏する。
Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲としていることで冷間圧延後に施す連続焼鈍により平均結晶粒径を２５μｍ以下に制御することができる。
また、Ｍｎを添加することでより高い強度を得ることができる。
本発明の製造方法によれば、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲としたアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍を施すことにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下にすることができる。これにより、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れたアルミニウム合金板材を製造することができる。
連続焼鈍は１００℃／秒以上の急速昇温後、４５０℃以上に１０秒以上保持し、１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する連続焼鈍とすることにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下に確実に調整することができる。
連続焼鈍は１００℃／秒以上の急速昇温後、４５０℃以上に１０秒以上保持し、１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する連続焼鈍とすることにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下に確実に調整することができる。
前記熱間圧延後の板材を６ｍｍ未満の板厚とし、２７０℃以下の条件でコイル状に巻き取ることにより、コイル巻き上げ後の１次再結晶を完了させることなく、板材内部にひずみを残留させることができる。この残留させたひずみと冷間加工に伴う加工ひずみの導入により、連続焼鈍後の板材の結晶粒微細化を図ることができる。
以下、本発明に係る高成形用アルミニウム合金板材の第１実施形態について説明する。
本実施形態のアルミニウム合金板材は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、必要に応じてＭｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金板材である。なお、本明細書において組成範囲の上限と下限を１．００〜１．６０％のように〜を用いて表記した場合、特に明記しない限り下限と上限を含むことを意味する。例えば、１．００〜１．６０％は、１．００％以上、１．６０％以下の範囲を意味する。
また、本実施形態のアルミニウム合金板材は、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材であり、この平均結晶粒径は、前記組成のアルミニウム合金鋳塊から、熱間圧延、冷間圧延により所定厚の板材とした後、中間焼鈍を施すことなく、高温の連続焼鈍を施した後の平均結晶粒径である。
本実施形態のアルミニウム合金板材は、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、必要に応じてＭｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金板材である。なお、本明細書において組成範囲の上限と下限を１．００〜１．６０％のように〜を用いて表記した場合、特に明記しない限り下限と上限を含むことを意味する。例えば、１．００〜１．６０％は、１．００％以上、１．６０％以下の範囲を意味する。
また、本実施形態のアルミニウム合金板材は、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材であり、この平均結晶粒径は、前記組成のアルミニウム合金鋳塊から、熱間圧延、冷間圧延により所定厚の板材とした後、中間焼鈍を施すことなく、高温の連続焼鈍を施した後の平均結晶粒径である。
「成分組成」
「Ｓｉ≦０．１５質量％」
Ｓｉはアルミニウム合金中の不可避不純物として必然的に含まれる元素であるが、成形性を改善するためにＳｉ≦０．１５質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量が０．１５質量％を超えるとアルミニウム合金材料の成形性が低下して深絞り成形に適したアルミニウム合金板材を得ることが困難となる。
「Ｆｅ：１．００〜１．６０質量％」
アルミニウム合金中にＦｅを添加すると、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を形成するが、この範囲のＦｅの添加によって塑性変形中の加工ひずみ蓄積が緩和されるため、成形用板材の加工限界を向上させることができる。また、この晶出物は焼鈍時に再結晶核となるため、連続焼鈍と組み合わせて結晶粒微細化にも寄与する。その効果は、１．００〜１．６０％程度の範囲が最も効果的であり、Ｆｅ含有量１．００％未満ではその効果が小さく成形時の破断限界を向上させる効果が小さい。一方、Ｆｅ含有量１．６０％を超えると、熱伝導性および成形性が低下するため、Ｆｅの含有量は１．００〜１．６０質量％の範囲とした。
「Ｓｉ≦０．１５質量％」
Ｓｉはアルミニウム合金中の不可避不純物として必然的に含まれる元素であるが、成形性を改善するためにＳｉ≦０．１５質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量が０．１５質量％を超えるとアルミニウム合金材料の成形性が低下して深絞り成形に適したアルミニウム合金板材を得ることが困難となる。
「Ｆｅ：１．００〜１．６０質量％」
アルミニウム合金中にＦｅを添加すると、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を形成するが、この範囲のＦｅの添加によって塑性変形中の加工ひずみ蓄積が緩和されるため、成形用板材の加工限界を向上させることができる。また、この晶出物は焼鈍時に再結晶核となるため、連続焼鈍と組み合わせて結晶粒微細化にも寄与する。その効果は、１．００〜１．６０％程度の範囲が最も効果的であり、Ｆｅ含有量１．００％未満ではその効果が小さく成形時の破断限界を向上させる効果が小さい。一方、Ｆｅ含有量１．６０％を超えると、熱伝導性および成形性が低下するため、Ｆｅの含有量は１．００〜１．６０質量％の範囲とした。
「Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％」
Ｔｉは、若干の強度向上とＡｌ−Ｔｉハードナーとして、および、Ｔｉ−Ｂを含むロッドを合金鋳塊の結晶粒微細化目的で添加する。しかし、添加量が多くなると、アルミニウム合金板材の熱伝導性が大きく低下するため、Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％に規制する。
「Ｚｒ：０．０００５〜０．０３質量％」
上述のように、高い熱伝導性を得る目的でＴｉ添加量を制限した場合、合金鋳塊の組織が粗大化する。結晶組織が粗大化した鋳塊は、変形抵抗の増加など熱間圧延性が顕著に低下するためＺｒを添加する。Ｚｒは高温の均質化処理によって、Ａｌ３Ｚｒ化合物が分散析出し、熱伝導性を低下させること無く均質化処理中の結晶粒粗大化を抑制する。Ｚｒを０．０００５質量％以上添加することでこの効果を得ることができる一方で、Ｚｒを０．０３％以上添加すると鋳造中に初晶の巨大化合物を形成する懸念があるため、添加量は０．０００５〜０．０３質量％の範囲とした。
「Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％」
より高い強度を得る目的で、必要に応じて０．０１〜０．５０質量％の範囲でＭｎを添加することができる。Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系化合物を形成し、均質化処理によって微細に分散析出するため、引張強さ、耐力値を増大させる効果がある。一方で、０．５０質量％以上の添加は熱伝導性を低下させる。
Ｔｉは、若干の強度向上とＡｌ−Ｔｉハードナーとして、および、Ｔｉ−Ｂを含むロッドを合金鋳塊の結晶粒微細化目的で添加する。しかし、添加量が多くなると、アルミニウム合金板材の熱伝導性が大きく低下するため、Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％に規制する。
「Ｚｒ：０．０００５〜０．０３質量％」
上述のように、高い熱伝導性を得る目的でＴｉ添加量を制限した場合、合金鋳塊の組織が粗大化する。結晶組織が粗大化した鋳塊は、変形抵抗の増加など熱間圧延性が顕著に低下するためＺｒを添加する。Ｚｒは高温の均質化処理によって、Ａｌ３Ｚｒ化合物が分散析出し、熱伝導性を低下させること無く均質化処理中の結晶粒粗大化を抑制する。Ｚｒを０．０００５質量％以上添加することでこの効果を得ることができる一方で、Ｚｒを０．０３％以上添加すると鋳造中に初晶の巨大化合物を形成する懸念があるため、添加量は０．０００５〜０．０３質量％の範囲とした。
「Ｍｎ：０．０１〜０．５０質量％」
より高い強度を得る目的で、必要に応じて０．０１〜０．５０質量％の範囲でＭｎを添加することができる。Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系化合物を形成し、均質化処理によって微細に分散析出するため、引張強さ、耐力値を増大させる効果がある。一方で、０．５０質量％以上の添加は熱伝導性を低下させる。
「アルミニウム合金板材の製造方法」
上述のアルミニウム合金板材は、前述の組成のアルミニウム合金鋳塊に対し、均質化処理を施した後、熱間圧延、冷間圧延を行い、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく、連続焼鈍炉を用い、１００℃／秒以上の急速昇温を行い、４５０℃以上で１０秒以上保持後、１００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却する連続焼鈍（Ｏ材処理）を実施して得ることができる。このように得たアルミニウム合金板材の平均結晶粒径は、２５μｍ以下となる。
上述のアルミニウム合金板材は、前述の組成のアルミニウム合金鋳塊に対し、均質化処理を施した後、熱間圧延、冷間圧延を行い、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく、連続焼鈍炉を用い、１００℃／秒以上の急速昇温を行い、４５０℃以上で１０秒以上保持後、１００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却する連続焼鈍（Ｏ材処理）を実施して得ることができる。このように得たアルミニウム合金板材の平均結晶粒径は、２５μｍ以下となる。
「均質化処理」
均質化処理は、５５０〜６１０℃の温度で４〜１０ｈｒの範囲で実施することが好ましい。５５０℃以上の温度で熱処理することで溶質元素の拡散が進み、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子が高密度に析出するため、合金鋳塊の結晶粒微細化と熱伝導性向上に寄与できる。
均質化処理温度を６１０℃以上にすると、アルミニウム合金鋳塊の一部が溶解するおそれがあるなどの問題を生じる。
均質化処理は、５５０〜６１０℃の温度で４〜１０ｈｒの範囲で実施することが好ましい。５５０℃以上の温度で熱処理することで溶質元素の拡散が進み、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｍｎ系分散粒子が高密度に析出するため、合金鋳塊の結晶粒微細化と熱伝導性向上に寄与できる。
均質化処理温度を６１０℃以上にすると、アルミニウム合金鋳塊の一部が溶解するおそれがあるなどの問題を生じる。
「熱間圧延の最終パスを６ｍｍ未満、２７０℃以下で終了させる」
熱間圧延の終了板厚を６ｍｍ未満（６ｍｍは含まない）として仕上げる。熱間圧延後の板厚を６ｍｍ未満とするためには、その前パスがその板厚以上で実施される。常法では合金鋳塊を熱間圧延して２７０℃以下で確実に仕上げるためには、６ｍｍ未満とすることが望ましい。さらに、熱間圧延を３００℃以下（望ましくは２７０℃以下）の温度で終了させることで、コイル巻き上げ後のアルミニウム合金板材の１次再結晶は完了せず、板材内部に充分なひずみが残存する。熱間圧延を低温で終了させたことによるこのひずみと、冷間圧延に伴う加工ひずみを導入することで、以下に説明する連続焼鈍でＯ材処理としたアルミニウム合金材料の結晶粒微細化を図ることができる。
熱間圧延の終了板厚を６ｍｍ未満（６ｍｍは含まない）として仕上げる。熱間圧延後の板厚を６ｍｍ未満とするためには、その前パスがその板厚以上で実施される。常法では合金鋳塊を熱間圧延して２７０℃以下で確実に仕上げるためには、６ｍｍ未満とすることが望ましい。さらに、熱間圧延を３００℃以下（望ましくは２７０℃以下）の温度で終了させることで、コイル巻き上げ後のアルミニウム合金板材の１次再結晶は完了せず、板材内部に充分なひずみが残存する。熱間圧延を低温で終了させたことによるこのひずみと、冷間圧延に伴う加工ひずみを導入することで、以下に説明する連続焼鈍でＯ材処理としたアルミニウム合金材料の結晶粒微細化を図ることができる。
「連続焼鈍条件：Ｏ材処理条件」
本実施形態のアルミニウム合金板の連続焼鈍（Ｏ材処理）は、連続焼鈍炉を利用する。１００℃／秒以上の冷却速度と４５０℃以上で１０秒以上保持後、１００℃／秒以上の冷却速度で急冷することで再結晶後に微細粒を得て目的の高成形アルミニウム合金板材とすることができる。
連続焼鈍を行う場合、本発明ではＺｒを添加しているため、粒子の分散状態によっては再結晶が遅延する（再結晶温度が通常よりも高温になる）場合がある。よって、４５０℃以上で保持することがより好ましい。この連続焼鈍を行う場合の焼鈍温度の上限は、５５０℃であることが好ましい。この理由は、５５０℃を超える温度では、再結晶粒が粗大化する場合があることや生産上のエネルギーロスが大きいこと）の問題が生じるためである。
本実施形態のアルミニウム合金板の連続焼鈍（Ｏ材処理）は、連続焼鈍炉を利用する。１００℃／秒以上の冷却速度と４５０℃以上で１０秒以上保持後、１００℃／秒以上の冷却速度で急冷することで再結晶後に微細粒を得て目的の高成形アルミニウム合金板材とすることができる。
連続焼鈍を行う場合、本発明ではＺｒを添加しているため、粒子の分散状態によっては再結晶が遅延する（再結晶温度が通常よりも高温になる）場合がある。よって、４５０℃以上で保持することがより好ましい。この連続焼鈍を行う場合の焼鈍温度の上限は、５５０℃であることが好ましい。この理由は、５５０℃を超える温度では、再結晶粒が粗大化する場合があることや生産上のエネルギーロスが大きいこと）の問題が生じるためである。
以上説明の製造方法により得られたアルミニウム合金板材は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲として平均結晶粒径を２５μｍ以下としているので、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れた特徴を有する。アルミニウム合金板材に含有されている成分のうち、Ｚｒは均質化処理中の結晶粒粗大化を抑制し、高温の連続焼鈍条件と組み合わせて熱伝導性を低下させることなく結晶粒の微細化効果を奏する。
また、先に説明した製造方法によれば、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲としたアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍を施すことにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下にすることができる。これにより、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れたアルミニウム合金板材を製造することができる。
また、先に説明した製造方法によれば、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量を好ましい範囲としたアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍を施すことにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下にすることができる。これにより、伸びの値が高く、高成形性に優れるとともに、必要な引張強さと耐力を備え、熱伝導性にも優れたアルミニウム合金板材を製造することができる。
連続焼鈍は１００℃／秒以上の急速昇温後、４５０℃以上に１０秒以上保持し、１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する連続焼鈍とすることにより、焼鈍後の板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下に確実に調整することができる。
また、熱間圧延後の板材を６ｍｍ未満の板厚とし、２７０℃以下の条件でコイル状に巻き取ることにより、コイル巻き上げ後の１次再結晶を完了させることなく、板材内部にひずみを残留させることができる。この残留させたひずみと冷間加工に伴う加工ひずみの導入により、連続焼鈍後の板材の結晶粒微細化を図ることができる。
また、熱間圧延後の板材を６ｍｍ未満の板厚とし、２７０℃以下の条件でコイル状に巻き取ることにより、コイル巻き上げ後の１次再結晶を完了させることなく、板材内部にひずみを残留させることができる。この残留させたひずみと冷間加工に伴う加工ひずみの導入により、連続焼鈍後の板材の結晶粒微細化を図ることができる。
以下の表１のように成分を調整したアルミニウム合金溶湯からアルミニウム合金鋳塊を半連続鋳造して作製した。これらのアルミニウム合金鋳塊に５５０〜６１０℃の範囲で４〜１０ｈｒの均質化処理を行い、５３０℃で１時間以上の均熱処理後、熱間粗圧延で厚さ２０〜５０ｍｍ、熱間仕上げ圧延で厚さ２．５〜５．８ｍｍの板材を２７０℃以下で仕上がるように調整して製造した。
続いて、厚さ０．８ｍｍまで冷間圧延したアルミニウム合金板材に、１００℃／秒以上の急速昇温、４５０℃以上で１０秒以上保持した後、１００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却する連続焼鈍（Ｏ材処理）を実施し、アルミニウム合金板材を得た。
続いて、厚さ０．８ｍｍまで冷間圧延したアルミニウム合金板材に、１００℃／秒以上の急速昇温、４５０℃以上で１０秒以上保持した後、１００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却する連続焼鈍（Ｏ材処理）を実施し、アルミニウム合金板材を得た。
得られたアルミニウム合金板材に対し、平均結晶粒径測定、引張試験、熱伝導率の測定を実施した。続いて各アルミニウム合金板材を、多段絞り−しごき加工によって、肉厚ｔ：０．６ｍｍ、横断面における短幅ｗ：２０ｍｍ 長幅Ｌ：１００ｍｍ、高さ７０ｍｍの角型成形体に成形して深絞り性を評価した。さらに、熱伝導と放熱特性が必要なＬＥＤ照明用シーリングライトを想定して、内径φ６００、最大深さ１５０ｍｍの成形品を作製し、張出し成形性を評価した。深絞り成形、張出し成形の両方の成形に対して、以下の指標を用いて材料の成形性を評価した。これらの各測定結果を以下の表２に記載する。
○：深絞り成形、張出し成形 何れも問題なく成形できた場合
△：張出し成形はできたが、深絞り成形で肌荒れや微小クラックの発生があった場合
×：深絞り成形の工程中に割れが発生して成形できなかった場合
○：深絞り成形、張出し成形 何れも問題なく成形できた場合
△：張出し成形はできたが、深絞り成形で肌荒れや微小クラックの発生があった場合
×：深絞り成形の工程中に割れが発生して成形できなかった場合
「平均結晶粒径」
板材断面の結晶粒組織を撮影後、全長５００μｍを切断法にて測定し、平均結晶粒径を測定した。結晶粒サイズが小さいほど、成形性に優れかつ成形品の肌荒れを生じ難い状態となる。表１に示す実施例１のアルミニウム合金板材の結晶組織写真を図１に示し、比較例１のアルミニウム合金板材の結晶組織写真を図２に示す。
「引張試験」
各アルミニウム合金板材から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて５号試験片を作製して室温で引張試験を行い、引張強さが１００ＭＰａ、伸び４０％以上のものを合格とした。
「熱伝導率」
熱定数測定装置を用いて、フラッシュ法で熱伝導率を測定した。熱伝導率は高いほど放熱部材として適しており２００Ｗ／（ｍ・Ｋ）であって、表面のブラスト処理や、黒アルマイト処理を行った板材は放熱用部材として好ましい特性を持つ。
以上の測定結果および製造条件をまとめて以下の表１、表２に記載する。
板材断面の結晶粒組織を撮影後、全長５００μｍを切断法にて測定し、平均結晶粒径を測定した。結晶粒サイズが小さいほど、成形性に優れかつ成形品の肌荒れを生じ難い状態となる。表１に示す実施例１のアルミニウム合金板材の結晶組織写真を図１に示し、比較例１のアルミニウム合金板材の結晶組織写真を図２に示す。
「引張試験」
各アルミニウム合金板材から、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて５号試験片を作製して室温で引張試験を行い、引張強さが１００ＭＰａ、伸び４０％以上のものを合格とした。
「熱伝導率」
熱定数測定装置を用いて、フラッシュ法で熱伝導率を測定した。熱伝導率は高いほど放熱部材として適しており２００Ｗ／（ｍ・Ｋ）であって、表面のブラスト処理や、黒アルマイト処理を行った板材は放熱用部材として好ましい特性を持つ。
以上の測定結果および製造条件をまとめて以下の表１、表２に記載する。
表１、表２に示す結果から、質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、必要に応じてＭｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下のアルミニウム合金板材である実施例１〜６の試料は、アルミニウム合金板材として必要な強度と、優れた伸びを有し、優れた熱伝導性、優れた成形性を有することが明らかである。
比較例１はＺｒ含有量の少ない試料であるが、平均結晶粒径が大きくなり、成形性が若干低下した。
比較例２の試料は、Ｓｉ含有量の多い試料であるが、伸びが不足し、深絞り成形中に割れが生じた。
比較例２の試料は、Ｓｉ含有量の多い試料であるが、伸びが不足し、深絞り成形中に割れが生じた。
比較例３の試料は、Ｆｅの含有量が少ないため、平均結晶粒径が大きくなり、引張強さが低くなり、成形性が若干低下した。
比較例４はＦｅ含有量の多い試料であるが、熱伝導率が低下し、成形性も問題を生じた。
比較例５はＴｉ含有量の少ない試料であるが、平均結晶粒径が大きくなり、成形性が低下した。
比較例４はＦｅ含有量の多い試料であるが、熱伝導率が低下し、成形性も問題を生じた。
比較例５はＴｉ含有量の少ない試料であるが、平均結晶粒径が大きくなり、成形性が低下した。
比較例６はＴｉ含有量の多い試料であるが、熱伝導性が低下した。
比較例７はＺｒ含有量の多い試料であるが、熱伝導率が低下した。
比較例８はＭｎ含有量の多い試料であるが、伸びが不足し、成形性に問題を生じるとともに、熱伝導率も低下した。
比較例７はＺｒ含有量の多い試料であるが、熱伝導率が低下した。
比較例８はＭｎ含有量の多い試料であるが、伸びが不足し、成形性に問題を生じるとともに、熱伝導率も低下した。
比較例９の試料は合金１を用い、熱間圧延の板厚が厚く仕上がったため、終了温度も３３２℃と高く、連続焼鈍後の平均結晶粒径がやや大きく、熱伝導率が低下し、成形性にも問題を示した。
比較例１０の試料は合金１を用いたが、Ｏ材処理の保持時間を短くした例であるが、平均結晶粒径が大きく、引張強さと伸びが低下し、成形性にも問題を生じた。
比較例１１の試料は合金１を用いたが、Ｏ材処理をバッチ処理で実施し、昇温速度を遅く、保持温度を低く、冷却速度も遅くした例であるが、平均結晶粒径が大きく、成形性にも問題を生じた。
比較例１０の試料は合金１を用いたが、Ｏ材処理の保持時間を短くした例であるが、平均結晶粒径が大きく、引張強さと伸びが低下し、成形性にも問題を生じた。
比較例１１の試料は合金１を用いたが、Ｏ材処理をバッチ処理で実施し、昇温速度を遅く、保持温度を低く、冷却速度も遅くした例であるが、平均結晶粒径が大きく、成形性にも問題を生じた。
Claims (6)
- 質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材。
- 質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有し、平均結晶粒径２５μｍ以下である熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材。
- 質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく連続焼鈍により焼鈍後に板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることを特徴とするアルミニウム合金板材の製造方法。
- 質量％で、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｆｅ：１．００〜１．６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％を含有し、残部アルミニウムと不可避不純物の組成を有するアルミニウム合金鋳塊に均質化処理と熱間圧延と冷間圧延を施し、冷間圧延後に中間焼鈍を施すことなく連続焼鈍により焼鈍後に板材の平均結晶粒径を２５μｍ以下とすることを特徴とするアルミニウム合金板材の製造方法。
- 前記連続焼鈍を１００℃／秒以上の急速昇温後、４５０℃以上に１０秒以上保持し、その後１００℃／秒以上の冷却速度で急冷する焼鈍とすることを特徴とする請求項３または請求項４に記載のアルミニウム合金板材の製造方法。
- 前記熱間圧延により圧延後の板材を板厚６ｍｍ未満、２７０℃以下の条件で巻き取ることを特徴とする請求項３〜請求項５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金板材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013273424A JP6355098B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | 熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013273424A JP6355098B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | 熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015127449A JP2015127449A (ja) | 2015-07-09 |
| JP6355098B2 true JP6355098B2 (ja) | 2018-07-11 |
Family
ID=53837573
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013273424A Active JP6355098B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | 熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6355098B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6087413B1 (ja) | 2015-11-05 | 2017-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | レーザー溶接性に優れた自動車バスバー用アルミニウム合金板 |
| JP7153469B2 (ja) * | 2018-05-29 | 2022-10-14 | 株式会社Uacj | 成形性、強度及び外観品質に優れたアルミニウム合金板及びその製造方法 |
| EP4140617A4 (en) * | 2020-04-21 | 2024-05-15 | Nippon Light Metal Co., Ltd. | CAST ALUMINUM BODY AND PRODUCTION METHOD THEREFOR |
| CN115443200A (zh) | 2020-04-21 | 2022-12-06 | 日本轻金属株式会社 | 铝合金成型体及其制造方法 |
| CN116024462A (zh) * | 2023-01-10 | 2023-04-28 | 深圳市英伦博创轻合金技术有限公司 | 一种高导热压力铸造铝合金及其制备方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3973540B2 (ja) * | 2002-11-07 | 2007-09-12 | 株式会社日軽テクノキャスト | 耐摩耗性に優れたアルミニウム合金板材およびその製造方法 |
| JP4936357B2 (ja) * | 2006-03-30 | 2012-05-23 | 住友軽金属工業株式会社 | レーザー溶接性に優れた電池ケースフタ用アルミニウム合金板 |
| JP5019374B2 (ja) * | 2007-08-29 | 2012-09-05 | 住友軽金属工業株式会社 | レーザ溶接性に優れた電池ケース蓋用アルミニウム合金板材 |
| JP5602445B2 (ja) * | 2009-12-11 | 2014-10-08 | 株式会社Ｕａｃｊ | リチウムイオン電池ケース用アルミニウム合金板材 |
| JP5725344B2 (ja) * | 2011-02-02 | 2015-05-27 | 日本軽金属株式会社 | 成形性、溶接性に優れた電池ケース用アルミニウム合金板 |
-
2013
- 2013-12-27 JP JP2013273424A patent/JP6355098B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015127449A (ja) | 2015-07-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6227222B2 (ja) | 焼付け塗装硬化性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP4939093B2 (ja) | ヘム曲げ性およびベークハード性に優れる自動車パネル用６０００系アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP4852754B2 (ja) | 展伸用マグネシウム合金、同合金より成るプレス成形用板材およびその製造方法 | |
| JP6355098B2 (ja) | 熱伝導性に優れた高成形用アルミニウム合金板材およびその製造方法 | |
| KR20090061604A (ko) | 냉간 프레스 성형용 알루미늄 합금판, 그 제조방법 및 알루미늄 합금판의 냉간 프레스 성형방법 | |
| JP2017052989A (ja) | 構造用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP2008303449A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板および成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2015040340A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP4325126B2 (ja) | 温間成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造法 | |
| JP2017179442A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材 | |
| JP6719219B2 (ja) | 成形性に優れる高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP3849095B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP7442304B2 (ja) | 熱伝導性、導電性ならびに強度に優れたアルミニウム合金圧延材およびその製造方法 | |
| CN113474479B (zh) | 由铝合金制造板材或带材的方法和由此制成的板材、带材或成形件 | |
| JP6581347B2 (ja) | アルミニウム合金板の製造方法 | |
| JP2003221637A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2004027253A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2008062255A (ja) | キャビティ発生の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板 | |
| JP2008231475A (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| TW201738390A (zh) | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板之製造方法 | |
| JP6335745B2 (ja) | 成形性に優れる高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
| JP4771791B2 (ja) | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 | |
| TW201742931A (zh) | Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板之製造方法 | |
| JP6085473B2 (ja) | プレス成形性に優れたアルミニウム合金板 | |
| JP2017179443A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20161124 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20171019 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20171031 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20171220 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180515 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180605 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6355098 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |