JP6774198B2 - Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板 - Google Patents

Description

この発明は、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板、特に熱伝導性、導電性、強度および加工性に優れた厚さ０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板に関する。

薄型テレビ、パーソナルコンピューター用薄型モニター、ノートパソコン、タブレットパソコン、カーナビゲーションシステム、ポータブルナビゲーションシステム、スマートフォンや携帯電話等の携帯端末等の製品のシャーシ、メタルベースプリント基板、内部カバーのように発熱体を内蔵または装着する部材材料においては、速やかに放熱するための優れた熱伝導性、強度および加工性が求められる。

ＪＩＳ１１００、１０５０、１０７０等の純アルミニウム合金は熱伝導性に優れるが、強度が低い。高強材として用いられるＪＩＳ５０５２に等のＡｌ−Ｍｇ合金（５０００系合金）は、純アルミニウム系合金よりも熱伝導性および導電性が著しく劣る。

これに対しＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６０００系合金）は、熱伝導性および導電性が良く時効硬化により強度向上を図ることができるため、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金を用いて、強度、熱伝導性、加工性に優れたアルミニウム合金板を得る方法が検討されている。

例えば、特許文献１には、Ｍｇを０．１〜０．３４質量％、Ｓｉを０．２〜０．８質量％、Ｃｕを０．２２〜１．０質量％含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、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が開示されている。

特許文献２には、Ｓｉ：０．２〜１．５質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下を含有し、さらに、Mｎ：０．０２〜０．１５質量％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％の１種または２種を含有するとともに、残部がAｌおよび不可避不純物中のＴｉが０．２％以下に規制するか、もしくはこれにＣｕ：０．０１〜１質量％か希土類元素：０．０１〜０．２質量％の１種または２種を含有する組成を有するアルミニウム合金版を連続鋳造圧延により作製し、その後冷間圧延し、次いで５００〜５７０℃の溶体化処理を行い、続いてさらに冷間圧延率５〜４０％で冷間圧延を行い、冷間圧延後１５０〜１９０℃未満に加熱する時効処理を行うことを特徴とする熱伝導性、強度および曲げ加工性に優れたアルミニウム板の製造方法が記載されている。

特許文献３には、Ｓｉ：０．２〜０．８質量％、Ｍｇ：０．３〜１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下を含有し、さらにＴｉ：０．１質量％以下またはＢ：０．１質量％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるか、もしくはさらに不純物としてのＭｎおよびＣｒが、Ｍｎ：０．１質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以下に規制されているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金鋳塊を、熱間圧延し、さらに冷間圧延する工程を含む合金板の製造方法であって、熱間圧延後で冷間圧延終了までの間に、２００〜４００℃で１時間以上保持することにより熱処理を行うことを特徴とするＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法が示されている。

なお、特許文献３に記載のとおり、ＪＩＳ１０００系から７０００系のアルミニウム合金においては、熱伝導率と導電率が良好な相関性を示し、優れた熱伝導性を有するアルミニウム合金板は優れた導電率を有し、放熱部材材料はもちろん導電部材材料として用いることができる。

特開２０１２−６２５１７号公報 特開２００７−９２６２号公報 特開２００３−３２１７５５号公報

上記のとおりＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の改良がなされてきたが、アルミニウム合金部材材料を用いる製品の高性能化、小型化、薄型化に伴い、高い導電率と加工性に加え従来よりも更に高い強度を有することがＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に求められているのに対し、上記特許文献１、特許文献２および特許文献３記載の方法では高い導電率と加工性を維持しつつ必要な強度を得ることが困難であり、比較的薄い厚さのＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の改善検討も不十分であった。

本発明は、上述した技術背景に鑑み、高い導電率と良好な加工性を有しつつ更に高い強度を有する厚さ０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することを目的とする。

上記課題は、以下の手段によって解決される。
（１）引張強さが２８０ＭＰａ以上、導電率が５４％ＩＡＣＳ以上であり厚さ０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
（２）化学組成が、Ｓｉ：０．２〜０．８質量％、Ｍｇ：０．３〜１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる前項１に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
（３）不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、およびＴｉが、それぞれ０．１質量％以下に規制されている前項２に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
（４）引張強さＴＳ（ＭＰａ）と０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の差（ＴＳ―ＹＳ）が０ＭＰａ以上３０ＭＰａ以下である前項１ないし前項３の何れか１項に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。

前項（１）に記載の発明によれば、強度、熱伝導性、加工性に優れた厚さ０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板となしうる。

前項（２）に記載の発明によれば、化学組成が、化学組成が、Ｓｉ：０．２〜０．８質量％、Ｍｇ：０．３〜１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるから、強度、熱伝導性、加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板となしうる。

前項（３）に記載の発明によればば、不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、およびＴｉが、それぞれ０．１質量％以下に規制されているから、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるから、強度、熱伝導性、加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板となしうる。

前項（４）に記載の発明によれば、引張強さおよび耐力の両方が強いＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板となしうる。

本願発明者は、熱間圧延、冷間圧延を順次施するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法において、熱間圧延上がりの合金板の表面温度を所定の温度以下とするとともに、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に時効処理としての熱処理を施すことにより、高い導電率と良好な加工性を有しつつ更に高い強度を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が得られることを見出し本願の発明に至った。

以下に、本願のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板について詳細に説明する。

本願のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金組成において、各元素の添加目的および好ましい含有量を示す。

ＭｇおよびＳｉは強度の発現に必要な元素であり、それぞれの含有量はＳｉ：０．２質量％以上０．８質量％以下、Ｍｇ：０．３質量％以上１質量％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量が０．２質量％未満あるいはＭｇ含有量が０．３質量％未満では強度が低くなる。一方、Ｓｉ含有量が０．８質量％、Ｍｇ含有量が１質量％を超えると、熱間圧延での圧延負荷が高くなって生産性が低下し、得られるアルミニウム合金板の成形加工性も悪くなる。Ｓｉ含有量は０．２質量％以上０．６質量％以下が更に好ましく、更に０．３２質量％以上０．６０質量％以下が特に好ましい。Ｍｇ含有量は０．４５質量％以上０．９質量％以下が更に好ましく、特に０．４５質量％以上０．５５質量％以下が好ましい。

ＦｅおよびＣｕは成形加工上必要な成分であるが、多量に含有すると耐食性が低下する。本願においてＦｅ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ０．５質量％以下に規制ことが好ましい。Ｆｅ含有量は０．３５質量％以下に規制することが更に好ましく、特に０．１質量％以上０．２５質量％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１質量％以下であることが更に好ましい。

また、合金元素には種々の不純物元素が不可避的に含有されるが、ＭｎおよびＣｒは伝導性および導電性を低下させ、Ｚｎは含有量が多くなると合金材の耐食性を低下させるため少ないことが好ましい。Ｔｉは、合金をスラブに鋳造する際に結晶粒を微細化するとともに凝固割れを防止する効果があるが、多量に含有すると、晶出物がサイズの大きい晶出物が多く生成するため、製品の加工性や熱伝導性および導電率が低下する。不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、ＺｎおよびＴｉのそれぞれの含有量は０．１質量％以下が好ましく、更に０．０５質量％以下が好ましい。

上記以外のその他不純物元素が含まれていてもよいが、その他不純物元素各々の含有量は０．０５％以下であることが好ましい。

次に、本願規定のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を得るための処理工程について記述する。

常法にて溶解成分調整し、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊を得る。得られた合金鋳塊に熱間圧延前加熱より前の工程として均質化処理を施すことが好ましい。

前記均質化処理は、５００℃以上で行うことが好ましい。

前記熱間圧延前加熱はＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊中に晶出物およびＭｇ、Ｓｉを固溶させ均一な組織とするために実施するが、温度が高すぎると鋳塊中で部分的な融解が起こる可能性があるため、４５０℃以上５８０℃以下で行うことが好ましく、特に５００℃以上５８０℃以下で行うことが好ましい。

Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊に均質化処理を行った後冷却し、熱間圧延前加熱を行っても良いし、均質化処理と熱間圧延前加熱を連続して行っても良く、前記均質化処理および熱間圧延前加熱の好ましい温度範囲にて均質化処理と熱間圧延前加熱を兼ねて同じ温度で加熱しても良い。

鋳造後熱間圧延前加熱前に鋳塊の表面近傍の不純物層を除去する為に鋳塊に面削を施すことが好ましい。面削は鋳造後均質化処理前であっても良いし、均質化処理後熱間圧延前加熱前であってもよい。

熱間圧延前加熱後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延を施す。

熱間圧延は粗熱間圧延と仕上げ熱間圧延からなり、粗熱間圧延機を用い複数のパスからなる粗熱間圧延を行った後、粗熱間圧延機とは異なる仕上げ熱間圧延機を用いて仕上げ熱間圧延を行う。なお、本願において、粗熱間圧延機での最終パスを熱間圧延の最終パスとする場合は、仕上げ熱間圧延を省略することができる。

本願において、仕上げ熱間圧延は、上下一組のワークロールもしくは二組以上のワークロールが連続して設置された圧延機を用いて１方向からＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を導入し１回のパスで実施される。

冷間圧延をコイルで実施する場合には、仕上げ熱間圧延後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を巻き取り装置で巻き取って熱延コイルとすればよい。仕上げ熱間圧延を省略し、粗熱間圧延の最終パスを熱間圧延の最終パスとする場合は、粗熱間圧延の後、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を巻き取り装置にて巻き取って熱延コイルとしてもよい。

粗熱間圧延では、溶体化処理に準じてＭｇおよびＳｉが固溶された状態を保持した後、粗熱間圧延のパスによるＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくは粗熱間圧延のパス後とパス後の強制冷却による温度降下により焼き入れの効果を得ことができる。

本願において粗熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が３５０℃以上４７０℃以下でありパスによるＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを制御パスと呼ぶ。制御パス直前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を３５０℃以上４７０℃以下としたのは、３５０℃未満では粗熱間圧延における急冷による焼き入れの効果が小さく、４７０℃より高い温度ではパス上がりのＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の急冷が困難であるからである。

上記平均冷却速度は制御パスにおいて強制冷却を行わない場合は制御パスの開始から終了まで、制御パス後に強制冷却を行う場合は制御パスの開始から強制冷却の終了までのＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の温度降下（℃）を要した時間（分）で除した値とする。

制御パス後の強制冷却は、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を圧延しながら圧延後の部位に対し順次実施してもよいし、Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板全体を圧延した後実施してもよい。強制冷却の方法は限定されないが、水冷であっても空冷であってもよいし、クーラントを利用してもよい。

前記制御パスは少なくとも１回実施することが好ましく、複数回実施しても良い。制御パスを複数回実施する場合、各々の制御パスについてパス後に強制冷却を行うか否かを選択できる。パス直前Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０〜３５０℃であって冷却速度が５０℃／分以上であれば制御パスは複数回実施することができるが、１回の制御パスでＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の温度を３５０℃未満に降下させることにより効率よく効果的に焼き入れを行うことができる。

本願において、粗熱間圧延の最終パス後に強制冷却を行わない場合は、熱間圧延の最終パス直後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を粗熱間圧延上がり温度とし、粗熱間圧延の最終パス後に強制冷却を行う場合は、強制冷却終了直後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を粗熱間圧延上がり温度とする。

本願において仕上げ熱間圧延を実施する場合は仕上げ熱間圧延の終了、仕上げ熱間圧延を実施しない場合は粗熱間圧延の最終パスの終了をもって熱間圧延の終了とし、熱間圧延終了直後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は１７０℃以下とすることが好ましい。熱間圧延終了直後の合金板の温度を１７０℃以下とすることにより有効な焼き入れ効果が得られ、その後の熱処理時により時効硬化するとともに導電率が向上する。

熱間圧延直後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が高すぎると、焼き入れの効果が不足し、熱間圧延終了後冷間圧延終了前に熱処理を実施しても強度の向上が不十分となる。熱間圧延直後のアルミニウム板の表面温度は１５０℃以下が更に好ましく、特に１３０℃以下が好ましい。

なお、粗熱間圧延の後仕上げ熱間圧延を行う場合は、仕上げ熱間圧延のパスによる焼き入れ効果を得るために、仕上げ熱間圧延直前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２８０℃以下が好ましい。

また、仕上げ熱間圧延を行わず粗熱間圧延の最終パスが制御パスではない場合も同様に、粗熱間圧延最終パス直前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２８０℃以下が好ましい。

一方、仕上げ熱間圧延を行わず粗熱間圧延の最終パスが制御パスである場合、制御パスが熱間圧延の最終パスとなるので、熱間圧延の最終パス直前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０〜３５０℃であって圧延もしくは圧延と圧延後の強制冷却により冷却速度が５０℃／分以上の冷却速度で合金板の表面温度が１７０℃以下となるように制御パスを実施する。

熱間圧延終了後冷間圧延終了前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板に熱処理を施し、時効硬化させるとともに導電率を向上させる。

本願において熱間圧延終了後冷間圧延終了前のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板への熱処理は時効硬化および導電率向上の効果を得るために１２０℃以上２００℃未満の温度で実施する。前記熱処理の温度は１３０℃以上１９０℃以下が好ましく、更に１４０℃以上１８０℃以下が好ましい。

前記熱間圧延終了後冷間圧延終了前において１２０℃以上２００℃未満の温度で実施するＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の熱処理の時間は特に限定されないが、時効硬化および導電率向上の効果が得られるように所定の温度で時間を調節すればよく、例えば、１〜１２時間の範囲で時間を調節して熱処理を実施すればよい。

前記熱処理の後、冷間圧延を実施することにより加工硬化し強度が更に向上する。

前記熱処理は時効硬化させたＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷間圧延による強度向上効果を高めるため、熱間圧延終了後冷間圧延開始前に実施することが好ましい。

前記熱処理後の冷間圧延により所定の厚さのＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板とする。熱処理後の冷間圧延は強度向上と加工性の改善の為６０％以上の圧延率で実施されることが好ましい。熱処理後の冷間圧延によるＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の圧延率は更に７０％以上が好ましく、特に８０％以上が好ましい。

冷間圧延後のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板に必要に応じて洗浄を実施しても良い。

Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の加工性を更に重視する場合は冷間圧延後に最終焼鈍を実施しても良い。最終焼鈍はＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の強度が低くなりすぎないようにする為に１８０℃以下で実施することが好ましく、更に１６０℃以下、特に１４０℃以下で実施することが好ましい。

前記１８０℃以下の温度で実施するＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の最終焼鈍の時間は必要な加工性および強度が得られるよう調節すればよく、例えば、１〜１０時間の範囲で最終焼鈍の温度により選択すれば良い。

なお、本願のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造はコイルで行ってもよく、単板で行ってもよい。また、冷間圧延より後の任意の工程で合金板を切断し切断後の工程を単板で行ってもよいし、用途に応じスリットし条にしても良い。

上記の製造方法によれば、高い導電率を得つつ、強度を向上させることができ、高強度であるにも関わらず加工性も優れた厚さ０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板が得られる。

本願のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の導電率は５４％ＩＡＣＳ以上、引張強さは２８０ＭＰａ以上と規定する。引張強さは２８５ＭＰａ以上が好ましく、２９０ＭＰａ以上が更に好ましい。本願のＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の差（ＴＳ―ＹＳ）は０ＭＰａ以上３０ＭＰａ以下であることが好ましく、ＴＳ―ＹＳは更に０ＭＰａ以上２０ＭＰａ以下であることが好ましい。

以下に本発明の実施例および比較例を示す。

表１に示す化学組成の異なるアルミニウム合金スラブをＤＣ鋳造法により得た。
［実施例１］
表１の化学組成番号１のアルミニウム合金スラブに面削を施した。次に、面削後の合金スラブに対し加熱炉中で５６０℃５ｈの均質化処理を実施した後、同じ炉中で温度を変化させ５４０℃４ｈの熱間圧延前加熱を実施した。熱間圧延前加熱後５４０℃のスラブを加熱炉中から取り出し、粗熱間圧延を開始した。粗熱間圧延中の合金板の厚さが２５ｍｍとなった後、パス直前の合金板温度４５０℃から平均冷却速度８０℃／分にて、粗熱間圧延の最終パスを実施し、粗熱間圧延上がり温度２２１℃厚さ１２ｍｍの合金板とした。なお、粗熱間圧延の最終パスでは、圧延しながら合金板を移動させ、圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷による強制冷却を実施した。

粗熱間圧延の後、合金板に仕上げ熱間圧延直前温度２１９℃から仕上げ熱間圧延を実施し、厚さ７．０ｍｍの合金板を得た。仕上げ熱間圧延直後の合金板の温度は１１０℃であった。仕上げ熱間圧延後の合金板に１７０℃５ｈの熱処理を施した後、圧延率９８％の冷間圧延を実施し、製品板厚０．１５ｍｍのアルミニウム合金板を得た。

［実施例２〜４０、比較例１〜６］
表１に記載のアルミニウム合金スラブに面削を施した後、表２〜表６に記載の条件で、処理を施し、アルミニウム合金板を得た。なお、実施例１と同様に全ての実施例および比較例において均質化処理と熱間圧延前加熱は同じ炉で連続して実施し、粗熱間圧延最終パス後の強制冷却は、圧延しながら合金板を移動させ圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷または粗熱間圧延最終パス完了後に送風冷却する空冷のどちらかを選択した。また、一部の実施例では冷間圧延後に最終焼鈍を実施した。

実施例１５では、粗熱間圧延の最終パスを熱間圧延の最終パスとし、仕上げ熱間圧延を実施しなかった。

比較例１および比較例２では、冷間圧延の途中に５５０℃１分の熱処理を施した後５℃／秒以上の速度での冷却を行う溶体化処理を実施した。比較例１および比較例２において、冷間圧延率は溶体化処理後の冷間圧延の合計圧延率であり、溶体化処理後の冷間圧延は、溶体化処理後の合金材の厚さからの冷間圧延率が３０％となるように実施した。

得られた合金板の引張強さ、０．２％耐力、導電率、加工性を以下の方法により評価した。

引張強さおよび０．２％耐力は、ＪＩＳ５号試験片について、常温で常法により測定した。

導電率は、国際的に採択された焼鈍標準軟銅（体積低効率１．７２４１×１０^−２μΩｍ）の導電率を１００％ＩＡＣＳとしたときの相対値（％ＩＡＣＳ）として求めた。

加工性は、曲げ角度を９０°、合金板の厚さが０．４ｍｍ以上の場合はそれぞれの合金板の板厚を曲げ内側半径、合金板の厚さが０．４ｍｍ未満の場合は曲げ内側半径を０として、ＪＩＳ Ｚ ２２４８金属材料曲げ試験方法の６．３ Ｖブロック法による曲げ試験を実施し、割れが発生しなかったものを○、割れが発生したものを×として評価した。

引張強さ、０．２％耐力、導電率、および加工性の評価結果を表７および表８に示す。

本願規定の化学組成、引張強さ、および導電率を満足する実施例記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材は加工性も良好である。一方、冷間圧延の途中に溶体化処理を実施した比較例１および比較例２は導電率が本願実施に劣り、化学組成が本願規定範囲を満足しない比較例３〜比較例６は引張強さもしくは導電率の少なくともどちらかが実施例に劣り、加工性に劣るものもある。

Claims (2)

1. 化学組成が、Ｓｉ：０．２〜０．８質量％、Ｍｇ：０．３〜１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金鋳塊に対し、熱間圧延終了後冷間圧延終了前に１２０℃以上２００℃未満の熱処理を実施し、熱処理後の冷間圧延を６０％以上の圧下率で実施することを特徴とする、引張強さが２８０ＭＰａ以上、導電率が５４％ＩＡＣＳ以上であり厚さが０．９ｍｍ未満のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
2. 前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と０．２％耐力ＹＳ（ＭＰａ）の差（ＴＳ−ＹＳ）が０ＭＰａ以上３０ＭＰａ以下である請求項１に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。