JPS5838502B2 - 圧延用アルミニウム合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、鋳塊内部にＡ！’−Ｆｅ系金属間化合物を
晶出する圧延用アルミニウム合金に関する。

この明細書において、「優」は「重量φ」を示すものと
する 周知の如く、ＪＩＳ１００Ｏ系アル□ニウム合金やＪＩ
Ｓ５０００系のアルミニウム合金等Ｆｅを約０．２ ％
程度以上含有するアルミニウム合金またはＦ ｅ Ｏ，
０３％〜０．０７％程度、Ａ１９９．９％以上の比較的
高純度アルミニウムにおいては、圧延後陽極酸化処理し
た場合にしばしば“加工バンド″と称される陽極酸化模
様が発生することがある。

このような陽極酸化模様は、鋳塊内部の所謂樅の水晶組
織に起因するものであることが知られている。

この樅の水晶組織とは、鋳塊の断面をエツチングして陽
極酸化処理を施した場合に黒色または暗灰色を呈するマ
クロ組織であり、連続鋳造による鋳塊の縦断面のマクロ
組織が図面に示すように樅の木全体形状に類似している
ことから“樅の木″晶組織と称されているものである。

そしてこの樅の氷晶組織が発生した鋳塊を圧延して樅の
氷晶組織の内部領域Ａと外部領域Ｂとが圧延材の表面に
交互に表われた場合に圧延材表面を陽極酸化処理すれば
、表面に表われた前記内部領域Ａが黒色または暗灰色と
なる反面、前記外部領域Ｂの部分が比較的明かるい灰色
となって表酊に模様が発生し、陽極酸化模様となる。

このような陽極酸化模様が発生した場合には、外観不良
による欠陥製品としてスクラップ化せざるを得ないこと
が多く、したがって陽極酸化模様の発生は材料歩留りを
低下させる問題があり、またアルミニウム系材料では一
般に再溶製する場合の酸化ロスが著しく太きいから、前
述のように不良品が発生した場合にこれを再溶製しても
材料損失が著しく大きくなる問題がある。

さらに圧延後の陽極酸化処理による陽極酸化模様の発生
を未然に防止するためには、予め鋳塊の全数検査を行う
ことが望ましいが、このためには著しい手間と時間を必
要とする。

このような事情から、陽極酸化模様を生じさせないため
の方策、換言すれば陽極酸化模様を生じさせるような樅
の水晶組織を鋳塊に発生させないようにするための方策
が従来から強く要望されている。

樅の晶組織が鋳塊に発生する原因については、従来から
数多くの研究がなされているが、諸説が提唱されており
未だこの現象は充分に解明されているとはいい難いが、
現在では、鋳塊内部の場所によって異なる性質のＡ／−
Ｆｅ系金属間化合物が晶出するためであると考えられて
いる。

すなわち、樅の水晶組織の内部領域ＡではＡ／６Ｆｅが
晶出し、この晶出物は陽極酸化処理液の硫酸によってエ
ツチングされずに陽極酸化皮膜中に残留して陽極酸化皮
膜が黒色をなし、一方樅の水晶組織の外部領域ＢではＡ
／３Ｆｅ＋Ａ／ｍＦｅが晶出し、この晶出物は硫酸によ
ってエツチングされるため陽極酸化皮膜中に残留せず、
このため陽極酸化皮膜が灰色を呈すると考えられている
。

このようなＡ／−Ｆｅ系金属間化合物の生成は、溶湯の
凝固速度によって支配され、凝固速度の小さい場合には
Ａ／、Ｆｅが晶出し、凝固速度がやや大きい場合にはＡ
／６Ｆｅが晶出し、凝固速度が最も大きい場合にＡ？ｍ
Ｆ″ｅが晶出することが実験的に確認されている。

このため、連続鋳造時における冷却条件を変えることに
よって樅の水晶組織の外部領域の幅、すなわち鋳塊の表
面から樅の水晶組織の内部境界位置までの距離ｌ（図面
参照）を制御することができると考えられ、従来から、
冷却速度を遅くして、上記距離ｌを小さくすることが試
みられている。

しかしながら冷却条件は樅の水晶組織の面から一元的に
決定されず、塑性加工用鋳塊として必要な冶金的な金属
組織を形成させるには自ら限界値が存在し、かつ連鋳風
の生産性ＶＣ本強い影響を与えるため、冷却速度の巾広
い調整は至難であって結局かかる方法のみでは樅の水晶
組織によるトラブルを解消するに至っておらない。

一方、上記樅の水晶組織の内部領域の晶出物Ａ／６Ｆｅ
は準安定相であって熱的に不安定であり、６２０℃にお
いて４時間以上加熱すれば安定相であるＡ／３Ｆｅに変
態することが知られている。

したがって、この熱処理を行うことによって樅の水晶組
織を消滅させることができるが、鋳塊内部のすべてのＡ
ｔａ Ｆ ｅ相を完全に変態させるためには実際には
きわめて長時間を要するから、Ｈの製造現場でこの方法
を採用すれば生産性が著しく低下すると共に、設備コス
トも上昇するから、実操業では採用困難であった。

また、図示していないが、連続鋳造によって得られるこ
の種の鋳塊の表面には、厚さ数朋以内の粗大セル層が存
在することは不可避であり、かかる層は圧延板の特性を
劣化するため圧延前に予め専ら面削により除かれる。

この発明において対象とする鋳塊内部組織及び結晶粒は
かかる鋳塊表面の粗大セル層を除外していることはいう
までもない。

以上のように、従来は樅の水晶組織の問題を完全に解決
することはできなかったのが実情である。

そこで、この発明の発明者等は樅の水晶組織の発生につ
いて研究を重ね、樅の水晶組織の発生が鋳塊表面の粗大
セル層の下層の結晶粒度と密接に関連していることを見
出してこの発明を完成上た。

この発明は、圧延後陽極酸化処理した場合に陽極酸化模
様の発生しない圧延用アルミニウム合金を提供すること
を目的とする。

この発明の圧延用アルミニウム合金はヤ鉄０．０３〜２
．５優、ならびにケイ素１．０％以下、マグネシウム５
．５％以下、銅０．５φ以下、マンガン１゜０４以下お
よびクロム０．３５％以下のうちの１種または２種以上
を含有し、残部アルミニウムおよび不可避不純物からな
り、かっ鋳塊内部にＡ／−Ｆ ｅ 系金属間化合物を晶
出する圧延用アルミニウム合金に、チタン０．００１〜
０．１ ％およびホウ素０．０００２〜０．０２％を含
有せしめてその鋳塊表面の粗大セル層の下層の結晶粒度
を１２０μ扉以下に調整してなることを特徴とする′−
ものである。

この発明は前述のように樅の水晶組織による陽極酸化模
様の問題を解決することを主目的とするものであるから
、対象合金は圧延用アルミニウム合金であってかつ鋳塊
に樅の水晶組織が発生するおそれがある組成のもの、す
なわち鋳塊内部にＡ／−Ｆｅ系金属間化合物を晶出する
圧延用アルミニウム合金であり、このような合金として
は、通常Ｆｅを０．２％以上含有するアルミニウム合金
として例えばＪＩＳ規格の１０００番系および５０００
番系のアルミニウム合金が存在する。

またＦｅを０．０７〜０．０３％程度含有するＡ／９９
．９％以上の比較的高純度のアルミニウムもこの対象と
なる。

結局、この発明の対象合金は、鉄０．０３〜２６５悌な
らびにケイ素１．０％以下、マグネシウム５．５多以下
、銅０．５％以下、マンガン１．０φ以下およびクロム
０．３５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、
残部アル□ニウムおよび不可避不純物からなり、かつ鋳
塊内部にＡ／−Ｆｅ系金属間化合物が晶出する圧延用ア
ルミニウム合金である。

上記において、鉄の含有量が０．０３％未満であると、
圧延後陽極酸化処理を施した場合、上記′“加工バンド
′”と称される陽極酸化模様は事実上発生せず、２．５
優を越えるとたとえばＡ／３ＦｅのようなＡ／−Ｆｅ系
金属間化合物の大きい一次結晶が晶出して、圧延加工性
が劣加したり、あるいは圧延製品の耐食性を損うことに
なるために陽極酸化処理を施す圧延製品を得る合金とし
ては不適当となる。

したがって、対象合金における鉄の含有量は０．０３〜
２．５饅とする。

鉄以外のケイ素、マグネシウム、銅、マンガンおよびク
ロムの含有量は、陽極酸化処理を施す圧延製品の用途に
合わせて、圧延性および深絞り性などの加工性、強度、
耐食性、表面光輝度、陽極酸化皮膜の色調などを考慮し
て上記範囲内で決められる 鋳塊表面の粗大セル層の下層の結晶粒度を小さくするこ
とにより、鋳塊表面から樅の水晶までの距離／（図面参
照）が大きくなる。

そして、上記結晶粒度を１２０μ静以下にすると樅の水
晶が無くなるか、あるいは、上記距離ｌが大きくなって
樅の水晶が存在していても、圧延により表面に露出しな
いので、圧延後陽極酸化処理を施しても陽極酸化模様は
発生しない。

上記結晶粒度を小さくすると樅の水晶が無くなるか、あ
るいは上記距離ｌが大きくなるのは次の理由によると考
えられる。

すなわち、Ａｌ３Ｆｅは非平衡相であり、Ｆｅを含むア
ルミニウム溶湯を凝固させるさいに冷却速度が大きくな
って、過冷却度が大きくなると生ずる。

結晶粒が小さくなると凝固のさいの過冷却度が小さくな
り、平衡状態に近い状態で凝固が進行する結果、Ａ／６
Ｆｅが生じにくくなって樅の水晶が無くなるか、あるい
は上記距離ｌが大きくなると考えられる。

上記のように、鋳塊表面の粗大セル層の下層の結晶粒度
を１２０μｍ以下にする方法としては、チタンおよびホ
ウ素を添加する方法を採用すべきである。

チタンおよびホウ素は、これらを上記合金の溶湯中に添
加することにより、上記結晶粒度を小さくする性質を有
するが、チタンの添加量がｏ、ｏｏｉφ未満、ならびに
ホウ素の添加量が０．０００２％未満であれば結晶粒度
を１２０μ扉以下にすることが困難であり、チタンの添
加量が０．１斜、ホウ素の添加量が０．０２ ％をそれ
ぞれ赳えると、コストアップにつながるとともに、結渭
粒の微細化効果も飽和し、しかも合金の陽極酸イ［性も
阻害する。

したがって、チタンの添加量を０．００１〜０．１％、
ホウ素の添加量を０．０００２〜０．０２０；ｂとする
べきである。

また、チタンおよびボロンを添加すると、Ｆｅを含むア
ルミニウム溶湯を凝固させるさいに、これが凝固核とな
って過冷却度が小さくなるので、上述した結晶粒を部組
化することによる樅の水晶を無くすか、あるいは上記距
離ｌを大きくする効果が一層促進されるまた、チタンお
よびホウ素の添加は、たとえば、Ａｔ−Ｔｉ−Ｂ母合金
をワイヤ状にし、溶湯が炉から流れ出て鋳造されるまで
の過程において連続的に行うことが好ましく、たとえば
鋳造樋に連続的に添加する この発明によれば、樅の水晶組織が発生せず、また発生
したとしてもスラブ表面から樅の水晶組織境界までの距
離が大きくなるので、これを圧延した後陽極酸化処理を
施しても陽極酸化模様は現われない。

つぎに、この発明の実施例および比較例を示す実施例 ＪＩＳ１０５０アル□ニウム合金およびＪＩＳ５００５
アルミニウム合金の溶湯に、種々の方法でＡ／−Ｔｉ−
Ｂ母合金を添加し、これを連続鋳造によって鋳造して、
厚さ４００Ｆ！ｆｆｉ、幅９００ｆｆｆｆ長さ２０００
ｆｆｆｆの圧延用スラグを得た。

鋳造条件は、出湯温度７２０℃、鋳造速度７５ ｍｆｆ
１／ｍｉ ｎである。

なおＡ／−Ｔｉ Ｂ母合金添加後は、脱ガスのため塩素
吹込み処理を行った。

得られた圧延用スラブを底部から１０００７ｆｆｆｆの
位置で切断して横断面試料を切出し、この試料に１５％
Ｈ２ｓｏ。

溶で陽極酸化電解処理を施した。

この後、樅の水晶組織の発生の有無を観察するとともに
、これが発生している場合には、試料のスラブ表面から
樅の水晶組織境界までの距離ｌ（図面参照）を測定した
。

さらに、スラブ表面から５０＋ｒｍ内側の位置の結晶粒
度を切断法により測定した。

なお、上記距離ｌと結晶粒度の測定箇所は、スラブ圧延
面に相当する幅９ｏｏｍｍの上、下面にそれぞれ等間隔
に５ケ所、計１０ケ所とした。

また結晶粒度は、上記試料を１．８φＢＨＦ、で電解し
てエツチングし、これを偏光顕微鏡下において測定した
。

比較例 ＪＩＳ１０５０アルミニウム合金およびＪＩＳ５００５
アルミニウム合金の溶湯に、保持室においてＡ／−５％
Ｔｉ母合金を添加し、上記実施例と同様な方法で、樅の
水晶組織の発生の有無、樅の水晶組織が発生した場合の
上記距離ｅ、および結晶粒度を測定した。

上記実施例および比較例の結果を下表に示す。

上表において、実施例１．２．５の場合、距離ｌが５Ｑ
ＩＦＪｆｆ以上となっているので、これを圧延した後、
陽極酸化処理を施しても陽極酸化模様は生じない。

上表から明らかなように、チタンをｏ、ｏｏｉ〜０．１
優およびホウ素を０．０００２〜０．０２多添加させて
結晶粒度を１２０μ、扉板下とした鋳塊にあっては、樅
の水晶組織は発生せず、また発生したとしてもスラブ表
面から樅の水晶組織境界までの距離ｌが５０ＰＩＩＷＩ
以上となるために、これを圧延した後陽極酸化処理を施
しても、表面に陽極酸化模様は現われない。

これに対して、チタンのみを添加して結晶粒度が１２０
μｍを越えるものでは、樅の水晶組織が発生し、がっ上
記距離゛ｌが５ＱＭＭ未満であるから、圧延後陽極酸化
処理を施した場合に表面に陽極酸化模様が現われる。

【図面の簡単な説明】

図面は従来の圧延用アル□ニウム合金鋳塊の断面に現わ
れる樅の水晶組織を示す説明図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 鉄０．０３〜２．５％、ならびにケイ素０．１φ以
   下、マグネシウム５．５％以下、鋼０．５％以下、マン
   ガン１．０％以下およびクロム０．３５％以下のうちの
   １種または２種以上を含有し、残部アルミニウムおよび
   不可避不純物からなり、かつ鋳塊内部にＡ ｔ−Ｆ ｅ
   系金属間化合物を晶出する圧延用アルミニウム合金に、
   チタン０．００１−０．１％およびホウ素０．０００２
   〜０．０２％を含有せしめてその鋳塊表面の粗大セル層
   の下層の結晶粒度を１２０μ扉以下に調整してなること
   を特徴とする圧延用アルミニウム合金。