JPH09165637A

JPH09165637A - ホウ素含有Ａｌ基合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH09165637A
Application number: JP8015800A
Authority: JP
Inventors: Katsura Kajiwara; 桂梶原; Masahiro Yanagawa; 政洋柳川; Yuichi Seki; 勇一関; Haruo Kakuuchi; 治夫格内; Naohiko Yamashita; 直彦山下
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1995-05-01
Filing date: 1996-01-31
Publication date: 1997-06-24
Anticipated expiration: 2016-01-31
Also published as: FR2733997A1; US5925313A; FR2733997B1; JP3652431B2

Abstract

(57)【要約】【課題】強度・延性や加工性等の機械的特性に優れる
と共に、スクラップの再生が可能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。【解決手段】Ｍｇ：２〜８％（質量％，以下同じ）お
よびＢ：０．５〜１．５％を含有し、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
あるホウ素含有Ａｌ基合金である。

Description

【発明の詳細な説明】

【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基合金およびその製
造方法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４−３３３５４
２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¹¹
Ｂ（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基合金およびその製造方法を提供
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）≧９
５％を満足すると共に、全ホウ素化合物中におけるＡｌ
Ｂ₂ 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。更にＭｇ：２〜８％を含有するに記載のホウ素含有Ａ
ｌ−Ｍｇ系合金。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。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。更にＣｕ：１．５〜７．０％を含有するホウ素含有Ａ
ｌ−Ｃｕ系合金。更にＭｎ：０．３〜２．０％を含有するホウ素含有Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金。これら〜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】前記またはの合金において、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。前記の合金において、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−Ｍ
ｇ系合金。前記の合金において、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。前記の合金において、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】この様な要件を満足する本発明のホウ素含
有Ａｌ基合金を製造する方法は、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、溶解温度：９００℃以上１２００℃未満で造塊する
ところに要旨を有するものである。ここで、鋳造時の凝
固速度を０．１℃／秒以上に高めたり、圧力を５００Ｔ
ｏｒｒ以下に制御して鋳造することは本発明の好ましい
実施態様である。

【００１３】

【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基合金およびその製造方法を提供すべ
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、Ｍ
ｇ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。

【００１４】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。

【００１５】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。

【００１６】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Ａｌ
Ｂ₁₂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。

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】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、靭性、硬化
等）の向上に寄与する元素である。

【００２０】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。

【００２１】またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒
を微細化し、強度、延性、靭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。

【００２２】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。

【００２３】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、４５０Ｍ
Ｐａ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−Ｚ
ｎ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％、Ｍ
ｇ：３．８％である。

【００２４】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、靭性、硬化等）の向上に寄与する元素であ
る。

【００２５】このうちＣｕはＡｌ₂ ＣｕＭｇやＡｌ₂ Ｃ
ｕ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。

【００２６】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、靭性等を向上
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。

【００２７】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Ａｌ₂ Ｃｕ（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。

【００２８】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、靭性、硬化
等）の向上に寄与する元素である。

【００２９】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。

【００３０】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、靭性等を向上
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Ｍ
ｎ：１．１％，Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔ
ｉ：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。

【００３１】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。

【００３２】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、靭性、硬化
等）の向上に寄与する元素である。

【００３３】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Ａｌ₂ ＣｕＭｇ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。

【００３４】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、靭性等を向上させ
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。Ｚ
ｎ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。

【００３５】更に、上記の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、のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を除く〜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。

【００３６】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、Ａ
ｌ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。

【００３７】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。

【００３８】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Ｍｇ₂ Ｓｉ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。

【００３９】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
なって靭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。

【００４０】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０．６ｐｐ
ｍ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。

【００４１】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。ＡｌＢ
₂ 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。

【００４２】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。

【００４３】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。

【００４４】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、１
２００℃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１１８
０℃であり、より好ましい上限値は１１５０℃である。

【００４５】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℃／秒以上とするこ
とが好ましい。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。

【００４６】或いは、上記凝固速度の他、５００Ｔｏｒ
ｒ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。

【００４７】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。

【００４８】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。

【００４９】

【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Ｘ〜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Ｘ：溶解温度１３００℃、凝固速度０．１℃／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

【００５０】

【表１】

【００５１】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５０
０℃，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

【００５２】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
（ＪＩＳＺ２２４１）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。

【００５３】

【表２】

【００５４】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８
０％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、Ｃ
ｕ，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。

【００５５】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。

【００５６】実施例２表３に示す組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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

【００５７】

【表３】

【００５８】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。

【００５９】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。

【００６０】

【表４】

【００６１】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、ＡｌＢ
₂ 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。

【００６２】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。

【００６３】

【表５】

【００６４】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：５０
０℃、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。

【００６５】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１
８０℃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。

【００６６】

【表６】

【００６７】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−Ｓ
ｉ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ
₂ 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、Ｃ
ｕ，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。

【００６８】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。

【００６９】

【表７】

【００７０】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。

【００７１】

【表８】

【００７２】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。

【００７３】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１
５ｃｍ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。

【００７４】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

【００７５】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。

【００７６】

【表９】

【００７７】

【表１０】

【００７８】

【表１１】

【００７９】

【表１２】

【００８０】

【表１３】

【００８１】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.６
９〜７１）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。

【００８２】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。

【００８３】

【表１４】

【００８４】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：４
８０℃、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。

【００８５】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。

【００８６】

【表１５】

【００８７】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−Ｍ
ｇ系合金は、いずれも強度・延性に優れており、ＡｌＢ
₂ 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、Ｃ
ｕ，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。

【００８８】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。

【００８９】

【表１６】

【００９０】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。

【００９１】

【表１７】

【００９２】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。

【００９３】実施例８Ｎo.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。

【００９４】

【表１８】

【００９５】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。

【００９６】実施例９表１９に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。

【００９７】

【表１９】

【００９８】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：４
００℃、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。

【００９９】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１
８０℃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。

【０１００】

【表２０】

【０１０１】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８
０％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，Ｍ
ｎ，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。

【０１０２】実施例１０表２１に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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。

【０１０３】

【表２１】

【０１０４】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。

【０１０５】

【表２２】

【０１０６】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。

【０１０７】実施例１１表２３に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）を、実施例１と同様にして造塊した。

【０１０８】

【表２３】

【０１０９】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：４
５０℃、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。

【０１１０】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。

【０１１１】

【表２４】

【０１１２】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８
０％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，Ｃ
ｕ，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。

【０１１３】実施例１２表２５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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。

【０１１４】

【表２５】

【０１１５】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２
６にまとめて示す。

【０１１６】

【表２６】

【０１１７】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。

【０１１８】実施例１３表２７に示す組成の純Ａｌ系合金（Ｎo.１６３〜１７
６，いずれも残部Ａｌ）を、実施例１と同様にして造塊
した。

【０１１９】

【表２７】

【０１２０】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：４
００℃、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。

【０１２１】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（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。

【０１２２】

【表２８】

【０１２３】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。

【０１２４】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。

【０１２５】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。

【０１２６】

【表２９】

【０１２７】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。

【０１２８】

【表３０】

【０１２９】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。

【０１３０】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。

【０１３１】

【表３１】

【０１３２】

【表３２】

【０１３３】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。

【０１３４】実施例１６表３３に示す組成のＡｌ−Ｃｕ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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。

【０１３５】

【表３３】

【０１３６】

【表３４】

【０１３７】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。

【０１３８】実施例１７表３５に示す組成のＡｌ−Ｍｎ系合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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。

【０１３９】

【表３５】

【０１４０】

【表３６】

【０１４１】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。

【０１４２】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。

【０１４３】

【表３７】

【０１４４】

【表３８】

【０１４５】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。

【０１４６】実施例１９表３９〜４４に示す種々の組成の合金（いずれも残部Ａ
ｌ）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：４０
０℃、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。

【０１４７】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）

【０１４８】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。

【０１４９】

【表３９】

【０１５０】

【表４０】

【０１５１】

【表４１】

【０１５２】

【表４２】

【０１５３】

【表４３】

【０１５４】

【表４４】

【０１５５】

【表４５】

【０１５６】

【表４６】

【０１５７】

【表４７】

【０１５８】

【表４８】

【０１５９】

【表４９】

【０１６０】

【表５０】

【０１６１】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。

【０１６２】

【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。また本発明法を採用すれ
ば、上述した合金を効率よく製造することができ、更に
鋳造時の凝固速度や圧力を制御することにより、上記諸
特性の向上が得られると共に、熱間圧延板の表面性状も
一層優れたものになる。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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者格内治夫兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号株式会社神戸製鋼所高砂製作所内 (72)発明者山下直彦兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号株式会社神戸製鋼所高砂製作所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】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。
【請求項２】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。
【請求項３】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。
【請求項４】更にＭｇ：０．３〜１．５％およびＳ
ｉ：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。
【請求項５】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。
【請求項６】更にＭｇ：１．０〜４．０％およびＺ
ｎ：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。
【請求項７】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。
【請求項８】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。
【請求項９】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。
【請求項１０】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。
【請求項１１】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。
【請求項１２】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。
【請求項１３】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。
【請求項１４】残留水素濃度を０．６ｐｐｍ以下（０
ｐｐｍ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。
【請求項１５】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。
【請求項１６】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、溶解温度：
９００℃以上１２００℃未満で造塊することにより請求
項１〜１５のいずれかに記載のホウ素含有Ａｌ基合金を
製造することを特徴とするホウ素含有Ａｌ基合金の製造
方法。
【請求項１７】鋳造時の凝固速度：０．１℃／秒以上
にて造塊するものである請求項１６に記載の製造方法。
【請求項１８】更に５００Ｔｏｒｒ以下の圧力にて鋳
造するものである請求項１６または１７に記載の製造方
法。