JPS61110741A - 展伸用アルミニウム合金鋳塊およびその製造方法 - Google Patents
展伸用アルミニウム合金鋳塊およびその製造方法Info
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- JPS61110741A JPS61110741A JP23184984A JP23184984A JPS61110741A JP S61110741 A JPS61110741 A JP S61110741A JP 23184984 A JP23184984 A JP 23184984A JP 23184984 A JP23184984 A JP 23184984A JP S61110741 A JPS61110741 A JP S61110741A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
この発明は陽ＩＩ化処理を施した状態でビルなどの建造
物の外装用などの用途に使用される屈伸用アルミニウム
合金およびその製法に関し、特に陽極酸化処理後の色調
が灰色ないし暗灰色のいわゆる濃灰色系を呈する展伸用
アルミニウム合金およびその製法に関するものである。
物の外装用などの用途に使用される屈伸用アルミニウム
合金およびその製法に関し、特に陽極酸化処理後の色調
が灰色ないし暗灰色のいわゆる濃灰色系を呈する展伸用
アルミニウム合金およびその製法に関するものである。
従来の技術
従来一般に、陽極酸化処理を施した状態でピルの外装用
などに用いられるアルミニウム合金としては、主として
ＪＩＳ１１００合金、ＪＩＳ１０５０合金、Ｊ ｌ５５
００５合金などがあり、これらの色調としては硫酸溶湯
桶酸化処理にょる淡灰色か、自然発色陽極酸化処理もし
くは所謂浅田性発色による褐色系が代表的であった。し
かしながら最近ではピルの外観上の重厚さを求める観点
から、陽極酸化処理後に濃灰色系、すなわち灰色〜暗灰
色の色調を呈するアルミニウム合金が強く要求されるよ
うになっている。
などに用いられるアルミニウム合金としては、主として
ＪＩＳ１１００合金、ＪＩＳ１０５０合金、Ｊ ｌ５５
００５合金などがあり、これらの色調としては硫酸溶湯
桶酸化処理にょる淡灰色か、自然発色陽極酸化処理もし
くは所謂浅田性発色による褐色系が代表的であった。し
かしながら最近ではピルの外観上の重厚さを求める観点
から、陽極酸化処理後に濃灰色系、すなわち灰色〜暗灰
色の色調を呈するアルミニウム合金が強く要求されるよ
うになっている。
上述のように灰色ないし暗灰色の色調を陽極酸化処理後
に呈する建材用アルミニウム合金としてはＡｆ−８ｉ系
のＪＩＳ４３４３合金やそれを改良した合金が一部では
用いられている。
に呈する建材用アルミニウム合金としてはＡｆ−８ｉ系
のＪＩＳ４３４３合金やそれを改良した合金が一部では
用いられている。
発明が解決すべき問題点
前記Ａｌ−８ｉ系のＪ ｌ５４３４３合金やそれを改良
した合金では、陽極酸化処理後に濃灰色系の色調を得る
ことは可能なものの、灰色の色調が熱の影響を受けやす
く、そのため製造ロフト間で色調が変動し易く、また同
一ロット内でも色調が変動することがあり、安定して同
一色調の濃い灰色を呈する合金板を製造することは極め
て困難であった。またこの種のＡｊ！’−８ｉ系合金は
前述のＪＩＳ１１００合金ｆ＞Ｊ ｌ８５００５合金と
比較して陽極酸化処理後の耐食性が低い欠点もあり、こ
のこともピルの外装用などに使用されるアルミニウム合
金板として問題があった。
した合金では、陽極酸化処理後に濃灰色系の色調を得る
ことは可能なものの、灰色の色調が熱の影響を受けやす
く、そのため製造ロフト間で色調が変動し易く、また同
一ロット内でも色調が変動することがあり、安定して同
一色調の濃い灰色を呈する合金板を製造することは極め
て困難であった。またこの種のＡｊ！’−８ｉ系合金は
前述のＪＩＳ１１００合金ｆ＞Ｊ ｌ８５００５合金と
比較して陽極酸化処理後の耐食性が低い欠点もあり、こ
のこともピルの外装用などに使用されるアルミニウム合
金板として問題があった。
ところでＪＩＳ１１００合金、ＪＩＳ１０５０合金、あ
るいはＪ ｌ５５００５合金などの如く、Ａｌ−Ｆｅ系
の金属間化合物を晶出する系の合金鋳塊には、しばしば
樅の木組縁と称される模様が発生することが知られてい
る。この樅の木組縁は、陽極酸化処理後に内部領域が比
較的暗い色調の灰色を呈し、外ｍ領域が淡い灰色を呈す
るものであり、鋳塊の場所によって晶出するＡｌ−Ｆｅ
系化合物の種類が異なることに起因するものであること
が知られている。すなわち、鋳塊中には大別してＦ ｅ
Ａ １２ ｍ 、Ｆ ｅ Ａ ｊ２３、Ｆ ｅ Ａ
１ Ｂの金属間化合物が晶出するが、これらはそれぞれ
の電気化学的性買が異なり、ＦｅＡｌ１相および１”ｅ
Ａｆｓ相は陽極酸化処理中に酸化されて酸化物として
酸化皮膜中に存在するのに対し、ＦｅＡｌ６相は酸化さ
れずに金属相のまま皮膜中に存在する。この酸化されな
いＦｅ Ａｆｓ相が皮膜中に存在すれば入射光を吸収し
て、Ｆｅ Ａｆｓ、１”ｅＡｌ＋ｇ相と比較して暗い色
調の灰色を呈することとなる。そして一般に前記樅の木
組縁の外部領域にはＦｅＡｆ■相が主として存在し、内
部領域にはＦｅＡｌ６相とＦｅ Ａ１ａ相が存在するた
め、Ｆｅ Ａ１ａ相を含む内部領域がＦｅＡ１１１相を
主体とする外部領域よりも暗い色調の灰色を呈すること
が知られている。
るいはＪ ｌ５５００５合金などの如く、Ａｌ−Ｆｅ系
の金属間化合物を晶出する系の合金鋳塊には、しばしば
樅の木組縁と称される模様が発生することが知られてい
る。この樅の木組縁は、陽極酸化処理後に内部領域が比
較的暗い色調の灰色を呈し、外ｍ領域が淡い灰色を呈す
るものであり、鋳塊の場所によって晶出するＡｌ−Ｆｅ
系化合物の種類が異なることに起因するものであること
が知られている。すなわち、鋳塊中には大別してＦ ｅ
Ａ １２ ｍ 、Ｆ ｅ Ａ ｊ２３、Ｆ ｅ Ａ
１ Ｂの金属間化合物が晶出するが、これらはそれぞれ
の電気化学的性買が異なり、ＦｅＡｌ１相および１”ｅ
Ａｆｓ相は陽極酸化処理中に酸化されて酸化物として
酸化皮膜中に存在するのに対し、ＦｅＡｌ６相は酸化さ
れずに金属相のまま皮膜中に存在する。この酸化されな
いＦｅ Ａｆｓ相が皮膜中に存在すれば入射光を吸収し
て、Ｆｅ Ａｆｓ、１”ｅＡｌ＋ｇ相と比較して暗い色
調の灰色を呈することとなる。そして一般に前記樅の木
組縁の外部領域にはＦｅＡｆ■相が主として存在し、内
部領域にはＦｅＡｌ６相とＦｅ Ａ１ａ相が存在するた
め、Ｆｅ Ａ１ａ相を含む内部領域がＦｅＡ１１１相を
主体とする外部領域よりも暗い色調の灰色を呈すること
が知られている。
したがって鋳塊全体が樅の木組縁の内部領域の組織から
なるように樅の木組縁の内部領域を拡大させ、実質的に
樅の木組縁のない鋳塊とすれば、前述のようなＡｌ２−
８ｉ系の合金でなくとも陽極酸化処理後に灰色−暗灰色
の濃灰色系の色調を呈するアルミニウム合金板を得るこ
とができると考えられる。
なるように樅の木組縁の内部領域を拡大させ、実質的に
樅の木組縁のない鋳塊とすれば、前述のようなＡｌ２−
８ｉ系の合金でなくとも陽極酸化処理後に灰色−暗灰色
の濃灰色系の色調を呈するアルミニウム合金板を得るこ
とができると考えられる。
一方、本発明者等は既に特公昭５８−２６４３１号にお
イテ、Ａｌ−Ｆｅ −８ｉ−！ｖｌＧ系のアルミニウム
合金について樅の木組縁の内部領域を拡大させて全体を
内部領域の組織とするための組成を提案しており、この
発明にしたがえば確かに陽極酸化処理後に灰色〜暗灰色
の色調を有する合金板を得ることが可能となり、またこ
の系の合金では前述のＡｆ−８１合金よりも優れた耐食
性を得ることが可能となる。しかしながら単に組成を規
定して鋳塊全体を樅の木組縁の内部領域の組織としただ
けでは、灰色−暗灰色の色調が安定するとは限らないの
が実情であった。すなわち、前述のように樅の木組縁の
内部領域は暗灰色を呈するＦｅ Ａｌ２６相のみならず
Ｆｅ Ａ１３相も晶出するから、Ｆｅ Ａｌｅ相とＦｅ
Ａ１１ａ相との比率が変化すれば、その内部領域の組
織といえども灰色の色調に変化があられれてしまい、特
に鋳造条件や熱間加工条件によって色調が変動してしま
うことがあることが判明した。
イテ、Ａｌ−Ｆｅ −８ｉ−！ｖｌＧ系のアルミニウム
合金について樅の木組縁の内部領域を拡大させて全体を
内部領域の組織とするための組成を提案しており、この
発明にしたがえば確かに陽極酸化処理後に灰色〜暗灰色
の色調を有する合金板を得ることが可能となり、またこ
の系の合金では前述のＡｆ−８１合金よりも優れた耐食
性を得ることが可能となる。しかしながら単に組成を規
定して鋳塊全体を樅の木組縁の内部領域の組織としただ
けでは、灰色−暗灰色の色調が安定するとは限らないの
が実情であった。すなわち、前述のように樅の木組縁の
内部領域は暗灰色を呈するＦｅ Ａｌ２６相のみならず
Ｆｅ Ａ１３相も晶出するから、Ｆｅ Ａｌｅ相とＦｅ
Ａ１１ａ相との比率が変化すれば、その内部領域の組
織といえども灰色の色調に変化があられれてしまい、特
に鋳造条件や熱間加工条件によって色調が変動してしま
うことがあることが判明した。
したがってこの発明は前記提案に示されるようなＡｌ−
Ｆｅ −８１−Ｍｇ系合金において陽極酸化処理後の色
調が安定して同一色調の灰色〜暗灰色を呈するアルミニ
ウム合金、およびその製造方法を提供することを目的と
するものである。
Ｆｅ −８１−Ｍｇ系合金において陽極酸化処理後の色
調が安定して同一色調の灰色〜暗灰色を呈するアルミニ
ウム合金、およびその製造方法を提供することを目的と
するものである。
問題点を解決するための手段
本発明者等は上述の目的を達成するべく種々実験・検討
を重ねた結果、先ず成分組成としては前記提案の成分組
成を採用することが必要であるが、そればかりでなく、
鋳造したままの鋳塊のうち最終的に圧延板の表面となる
部分、すなわち鋳塊の表面から５Ｑ■の深さでの部分（
表皮部）における）”ｅ ＡｌｅとＦｅ Ａ１３の比率
が一定でかつその大半をＦｅ Ａ１６で占めるようにす
ることが確実かつ安定して灰色〜暗灰色の一定の色調を
得るために必要であることが判明した。
を重ねた結果、先ず成分組成としては前記提案の成分組
成を採用することが必要であるが、そればかりでなく、
鋳造したままの鋳塊のうち最終的に圧延板の表面となる
部分、すなわち鋳塊の表面から５Ｑ■の深さでの部分（
表皮部）における）”ｅ ＡｌｅとＦｅ Ａ１３の比率
が一定でかつその大半をＦｅ Ａ１６で占めるようにす
ることが確実かつ安定して灰色〜暗灰色の一定の色調を
得るために必要であることが判明した。
また上述のように鋳塊表皮部におけるへβ−Ｆｅ系金ｊ
Ｉ間化合物を規制するためには、鋳造条件な適切に設定
する必要があることが判明した。
Ｉ間化合物を規制するためには、鋳造条件な適切に設定
する必要があることが判明した。
すなわちアルミニウム合金鋳塊中に晶出する金属間化合
物は、一般に凝固速度によっても異なり、樅の本組織が
あられれる場合、最も凝固速度の速い部分でＦｅＡＪ２
醜が晶出して樅の本組織の外部領域を形成し、そしてそ
れよりも凝固速度が遅い部分子−Ｆｅ Ａｌｅ ｇ３よ
びＦｅ Ａ１３が晶出して樅の本組織の内部領域を形成
するが、その内部領域のうちでも最も凝固速度の遅い鋳
塊芯部近くで１”ｅ Ａｉ’ａが多くなる傾向にある。
物は、一般に凝固速度によっても異なり、樅の本組織が
あられれる場合、最も凝固速度の速い部分でＦｅＡＪ２
醜が晶出して樅の本組織の外部領域を形成し、そしてそ
れよりも凝固速度が遅い部分子−Ｆｅ Ａｌｅ ｇ３よ
びＦｅ Ａ１３が晶出して樅の本組織の内部領域を形成
するが、その内部領域のうちでも最も凝固速度の遅い鋳
塊芯部近くで１”ｅ Ａｉ’ａが多くなる傾向にある。
したがって全体が樅の本組織の内部領域で占められる鋳
塊の場合には、凝固速度が相対的に速い鋳塊表皮部では
ＦｅＡ１！ｓが大半を占め、内部に行くに従ってＦｅ
Ａ１３の占める比率が高くなる。そこで本発明者等がさ
らに実験を重ねた結果、半連続鋳造あるいは連続鋳造に
おける鋳造速度を比較的速め、表面から２０ｍｍ内部に
おける平均デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）が５０μ
ｍ以下となるような鋳造速度とすることによって鋳塊で
の表面から５０■の深ざまでの表皮部における合金中の
全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物に占めるＦｅＡｌＢの比率
を７０％以上となし得ることが判明した。なお一般に鋳
造速度を速めてＤＡＳを小さくすれば、樅の本組織が発
生し易いが、前記提案で記載されているような成分組成
の関係が保持されているならば、ＤＡＳが５０Ｊｕｌ以
下となるように鋳造速度を速めても樅の本組織は発生し
ないことが確認されている。
塊の場合には、凝固速度が相対的に速い鋳塊表皮部では
ＦｅＡ１！ｓが大半を占め、内部に行くに従ってＦｅ
Ａ１３の占める比率が高くなる。そこで本発明者等がさ
らに実験を重ねた結果、半連続鋳造あるいは連続鋳造に
おける鋳造速度を比較的速め、表面から２０ｍｍ内部に
おける平均デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）が５０μ
ｍ以下となるような鋳造速度とすることによって鋳塊で
の表面から５０■の深ざまでの表皮部における合金中の
全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物に占めるＦｅＡｌＢの比率
を７０％以上となし得ることが判明した。なお一般に鋳
造速度を速めてＤＡＳを小さくすれば、樅の本組織が発
生し易いが、前記提案で記載されているような成分組成
の関係が保持されているならば、ＤＡＳが５０Ｊｕｌ以
下となるように鋳造速度を速めても樅の本組織は発生し
ないことが確認されている。
さらに実際に合金板を製造するにあたっては、鋳塊を熱
間圧延するのが通常であり、その場合、熱間圧延に先立
って鋳塊加熱する必要があるが、この鋳塊加熱時には準
安定なＦｅ ＡＪ２６相が安定なＦｅ Ａ１３相へと変
態する。したがってこの変態が進み過ぎれば圧延板表面
層でのＦｅＡｆｆｉ８相が少なくなって灰色が淡くなり
、安定に濃い灰色を得ることができなくなるから、変態
が進み過ぎない程度に鋳塊加熱温度を抑える必要がある
。そこで本発明者等が種々実験検討を行なった結果、鋳
塊加熱温度が４８０℃を越えればＦｅＡｌ３からＦｅＡ
ｌＢへの変態が進み易くなって安定に濃い灰色が得られ
ないこと、すなわち逆に４８０℃以下とすれば安定して
濃い灰色が得られることを見出した。
間圧延するのが通常であり、その場合、熱間圧延に先立
って鋳塊加熱する必要があるが、この鋳塊加熱時には準
安定なＦｅ ＡＪ２６相が安定なＦｅ Ａ１３相へと変
態する。したがってこの変態が進み過ぎれば圧延板表面
層でのＦｅＡｆｆｉ８相が少なくなって灰色が淡くなり
、安定に濃い灰色を得ることができなくなるから、変態
が進み過ぎない程度に鋳塊加熱温度を抑える必要がある
。そこで本発明者等が種々実験検討を行なった結果、鋳
塊加熱温度が４８０℃を越えればＦｅＡｌ３からＦｅＡ
ｌＢへの変態が進み易くなって安定に濃い灰色が得られ
ないこと、すなわち逆に４８０℃以下とすれば安定して
濃い灰色が得られることを見出した。
以上のような諸知見に基づき、本発明者等は陽［１化処
理後に灰色〜暗灰色のいわゆる濃灰色系の色調を安定か
つ確実に得ることができる耐食性の優れたＡｉ’−Ｆｅ
−８１−Ｍｇ系の合金およびその製造方法を完成す・
るに至った。
理後に灰色〜暗灰色のいわゆる濃灰色系の色調を安定か
つ確実に得ることができる耐食性の優れたＡｉ’−Ｆｅ
−８１−Ｍｇ系の合金およびその製造方法を完成す・
るに至った。
すなわち本願の第１発明の合金は、重量比で１：ｅ ０
．４〜１．０％、Ｓ ｉ ０．Ｏ５〜０．２５％、Ｍａ
Ｏ９３〜１．５％、Ｔｉｅ、１０％以゛下を含有し、か
つ必要に応じてＢＯ００００３〜０．０３％を含有し、
残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かっＦｅと
５ｉ との比率が ６．５＋３×Ｍｇ（％）≦Ｆｅ （％）／Ｓｉ （
％）を満足するように定められ、しかも鋳塊の表面から
５０ｍｍの深さまでの表皮部における全Ａｌ −Ｆｅ系
金属間化合物のうち７０％以上をＦｅＡｌＢ相が占める
ことを特徴するものである。
．４〜１．０％、Ｓ ｉ ０．Ｏ５〜０．２５％、Ｍａ
Ｏ９３〜１．５％、Ｔｉｅ、１０％以゛下を含有し、か
つ必要に応じてＢＯ００００３〜０．０３％を含有し、
残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、かっＦｅと
５ｉ との比率が ６．５＋３×Ｍｇ（％）≦Ｆｅ （％）／Ｓｉ （
％）を満足するように定められ、しかも鋳塊の表面から
５０ｍｍの深さまでの表皮部における全Ａｌ −Ｆｅ系
金属間化合物のうち７０％以上をＦｅＡｌＢ相が占める
ことを特徴するものである。
また第２発明の製造方法は、重量比で）”ｅ０．４〜１
．０％、Ｓ ｉ ０．０５〜０．２５％、ＭＣｌ０．３
〜１．５％、Ｔｉ ０．１０％以下を含有し、かつ必要
に応じてＢＯ９０００３〜０．０３％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつＦｅとＳｉと
の比率が ６．５＋３ＸＭＱ （％）≦Ｆｅ （％）／Ｓｉ
（％）を満足するように定められたアルミニウム合金
鋳塊をデンドライトアーム間隔が５０声以下となるよう
な鋳造条件で鋳造して、表面から５０１１１１の深さま
での表皮部における全Ａβ−１”ｅ基金属間化合物のう
ち７０％以上をＦｅ ＡｌＢ相が占める鋳塊を得、次い
でその鋳塊を３５０〜４８０℃の温度範囲内で０．５〜
１２時間加熱した後、その温度以下で熱間加工すること
を特徴とするものである。
．０％、Ｓ ｉ ０．０５〜０．２５％、ＭＣｌ０．３
〜１．５％、Ｔｉ ０．１０％以下を含有し、かつ必要
に応じてＢＯ９０００３〜０．０３％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつＦｅとＳｉと
の比率が ６．５＋３ＸＭＱ （％）≦Ｆｅ （％）／Ｓｉ
（％）を満足するように定められたアルミニウム合金
鋳塊をデンドライトアーム間隔が５０声以下となるよう
な鋳造条件で鋳造して、表面から５０１１１１の深さま
での表皮部における全Ａβ−１”ｅ基金属間化合物のう
ち７０％以上をＦｅ ＡｌＢ相が占める鋳塊を得、次い
でその鋳塊を３５０〜４８０℃の温度範囲内で０．５〜
１２時間加熱した後、その温度以下で熱間加工すること
を特徴とするものである。
発明の詳細な説明
先ずこの発明における合金組成の限定理由について説明
する。
する。
Ｆｅ：
Ｆｅが０．４％未満では、陽極酸化処理後に濃灰色を呈
するに寄与するＦｅ ＡｌＢの量が少なくなって灰色が
濃くなってしまい、一方Ｆｅが１．０％を越えれば耐食
性が低下するから、０．４〜１．０％の範囲とした。
するに寄与するＦｅ ＡｌＢの量が少なくなって灰色が
濃くなってしまい、一方Ｆｅが１．０％を越えれば耐食
性が低下するから、０．４〜１．０％の範囲とした。
Ｓｌ ：
Ｓｌを０．０５％未満とするためには高純度地金が必要
となって経済的でなくなり、一方Ｓ１が０．２５％を越
えれば陽極酸化処理後の色調が全体的に黄色を帯びて、
この発明で目的とする烈彩色の濃灰色系から外れてしま
う。したがってＳｉは０．０５〜０．２５％の範囲内と
した。
となって経済的でなくなり、一方Ｓ１が０．２５％を越
えれば陽極酸化処理後の色調が全体的に黄色を帯びて、
この発明で目的とする烈彩色の濃灰色系から外れてしま
う。したがってＳｉは０．０５〜０．２５％の範囲内と
した。
Ｍｇ：
Ｍｇは、熱間圧延時における再結晶を助長してスジ目不
良が生じることを防止する効果がある。
良が生じることを防止する効果がある。
すなわちこの発明においてＦｅＡｆａにより濃灰色系の
色調を陽極酸化処理後に得るためには熱間圧延に先立つ
鋳塊加熱を４８０℃以下の低い温度とする必要があり、
このような低温で鋳塊加熱した場合、均熱処理効果が充
分でなくなって熱間圧延時に粗大再結晶を生じ易く、そ
の粗大再結晶が最終圧延板で伸ばされて、陽極酸化処理
後に粗いスジ目が生じてスジ目不良となり易いが、Ｍｇ
を添加することによって４８０℃以下の鋳塊加熱でも再
結晶が助長されてスジ目不良による外観不良の発生が防
止される。但しＭｇが０．３％以下ではその効果が充分
ではなく、７スジ目不良による外観不良が生じ易い。−
万Ｍｇが１．５％を越えればＭａｘｉ系の晶出物が生成
されて、陽極酸化処理後の灰色の色調が安定しなくなる
。したがってＭ（２は０．３〜１．５％の範囲内とした
。
色調を陽極酸化処理後に得るためには熱間圧延に先立つ
鋳塊加熱を４８０℃以下の低い温度とする必要があり、
このような低温で鋳塊加熱した場合、均熱処理効果が充
分でなくなって熱間圧延時に粗大再結晶を生じ易く、そ
の粗大再結晶が最終圧延板で伸ばされて、陽極酸化処理
後に粗いスジ目が生じてスジ目不良となり易いが、Ｍｇ
を添加することによって４８０℃以下の鋳塊加熱でも再
結晶が助長されてスジ目不良による外観不良の発生が防
止される。但しＭｇが０．３％以下ではその効果が充分
ではなく、７スジ目不良による外観不良が生じ易い。−
万Ｍｇが１．５％を越えればＭａｘｉ系の晶出物が生成
されて、陽極酸化処理後の灰色の色調が安定しなくなる
。したがってＭ（２は０．３〜１．５％の範囲内とした
。
Ｔ： ：
Ｔ１は鋳塊の結晶粒微細化のために添加されるが、０．
１０％を越えれば７ｉＡｆｓの初晶が生成されてストリ
ンガ−と称される線状欠陥の原因となるから、Ｔ１は０
．１０％以下とした。
１０％を越えれば７ｉＡｆｓの初晶が生成されてストリ
ンガ−と称される線状欠陥の原因となるから、Ｔ１は０
．１０％以下とした。
Ｂ：
ＢはＴｉと同時に添加することによってＴｉの結晶粒微
細化効果を促進させる効果があり、したがってこの発明
でも必要に応じてＢを添加することとしたが、０．０３
％を越えて添加すれば、ストリンガ−と称される線状欠
陥が生成されて外観不良となり易くなるから、８を添加
する場合の上限は０．０３％とした。なおＴ１との複合
添加によるＢの効果は０．０００３％未満では得られず
、したがって８を添加する場合、０．０００３％以上添
加する必要がある。
細化効果を促進させる効果があり、したがってこの発明
でも必要に応じてＢを添加することとしたが、０．０３
％を越えて添加すれば、ストリンガ−と称される線状欠
陥が生成されて外観不良となり易くなるから、８を添加
する場合の上限は０．０３％とした。なおＴ１との複合
添加によるＢの効果は０．０００３％未満では得られず
、したがって８を添加する場合、０．０００３％以上添
加する必要がある。
さらにこの発明では、各成分元素含有量が上記各範囲内
にあるだけでなく、ＦｅとＳｉの比がＭｇ量に応じて下
記式を満足している必要がある。
にあるだけでなく、ＦｅとＳｉの比がＭｇ量に応じて下
記式を満足している必要がある。
６．５＋ ３．５ＸＭｇ （％）≦Ｆｅ （％）／Ｓ
ｉ （％）この式を満足することによってはじめて鋳
塊全体を樅の本組織の内部領域の組織とすることができ
る。すなわち本発明者等が既に特公昭５８−２６４２１
号において述べているように、Ｆｅ（％）／Ｓｔ （
％）の値が大きいほど樅の本組織の内部領域が発達し、
またＭｇ （％）は逆にその量が多いほど外部領域が発
達し易くなり、これらの影響を総合的に検討した結果、
鋳塊全体を樅の本組織の内部領域の組織とするためには
前記式を満足する必要があることが判明したのである。
ｉ （％）この式を満足することによってはじめて鋳
塊全体を樅の本組織の内部領域の組織とすることができ
る。すなわち本発明者等が既に特公昭５８−２６４２１
号において述べているように、Ｆｅ（％）／Ｓｔ （
％）の値が大きいほど樅の本組織の内部領域が発達し、
またＭｇ （％）は逆にその量が多いほど外部領域が発
達し易くなり、これらの影響を総合的に検討した結果、
鋳塊全体を樅の本組織の内部領域の組織とするためには
前記式を満足する必要があることが判明したのである。
この発明では安定して濃灰色系の色調を得るために、上
述のような成分元素についての条件のはか、ざらに鋳塊
における表面から５０＋ｕ＋までの表皮部の全へβ−１
”ｅ基金属間化合物のうち、準安定相であるＦｅＡｌＢ
相の比率を７０％以上とする必要がある。すなわち、鋳
塊全体が樅の本組織の内部領域となっていても、前記表
皮部のＦｅ Ａｉａ相の比率が７０％未満では、最終的
に得られる製品圧延板表面におけるＦｅ Ａｉａ相が不
足し、陽極酸化処理後の灰色が淡色となってこの発明の
目的とする灰色〜暗灰色のいわゆる濃灰色系の色調が安
定して得られなくなるからである。
述のような成分元素についての条件のはか、ざらに鋳塊
における表面から５０＋ｕ＋までの表皮部の全へβ−１
”ｅ基金属間化合物のうち、準安定相であるＦｅＡｌＢ
相の比率を７０％以上とする必要がある。すなわち、鋳
塊全体が樅の本組織の内部領域となっていても、前記表
皮部のＦｅ Ａｉａ相の比率が７０％未満では、最終的
に得られる製品圧延板表面におけるＦｅ Ａｉａ相が不
足し、陽極酸化処理後の灰色が淡色となってこの発明の
目的とする灰色〜暗灰色のいわゆる濃灰色系の色調が安
定して得られなくなるからである。
なお鋳塊表面から５Ｑ＋ａｍより深い部分は最終圧延板
の表面色調にほとんど影響を与えないから、この発明で
は表面から５０！１１の深さまでの表皮部で規定した。
の表面色調にほとんど影響を与えないから、この発明で
は表面から５０！１１の深さまでの表皮部で規定した。
次にこの発明の合金の製造方法、すなわち第２発明の方
法における各工程条件について説明する。
法における各工程条件について説明する。
先ず鋳造段階においては、前述のように表面から５Ｑｍ
ｍの深さまでの表皮部の全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物中
のＦｅＡ１’Ｂ相の比率が７０％以上となるような鋳塊
を得るために、鋳塊の表面から２０１ｍ内部での平均デ
ンドライトアーム間隔（ＯＡｓ）が５０声以下となるよ
うな鋳塊条件とする必要がある。ＤＡＳは、凝固速度が
大きい程小さくなり、したがって上述のようにＤＡＳを
５０ＩＪｍ以下と規定したことは、凝固速度を大きくす
ることを意味する。平均ＤＡＳが５０ｊＪｌを越えるよ
うな小さい凝固速度の場合には、表皮部のＦｅ Ａｊ！
３相が多くなり、Ｆｅ Ａｌ６相の比率を７０％以上と
することが困雌となり、最終圧延板における陽極酸化処
理後の灰色が淡くなってしまう。
ｍの深さまでの表皮部の全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物中
のＦｅＡ１’Ｂ相の比率が７０％以上となるような鋳塊
を得るために、鋳塊の表面から２０１ｍ内部での平均デ
ンドライトアーム間隔（ＯＡｓ）が５０声以下となるよ
うな鋳塊条件とする必要がある。ＤＡＳは、凝固速度が
大きい程小さくなり、したがって上述のようにＤＡＳを
５０ＩＪｍ以下と規定したことは、凝固速度を大きくす
ることを意味する。平均ＤＡＳが５０ｊＪｌを越えるよ
うな小さい凝固速度の場合には、表皮部のＦｅ Ａｊ！
３相が多くなり、Ｆｅ Ａｌ６相の比率を７０％以上と
することが困雌となり、最終圧延板における陽極酸化処
理後の灰色が淡くなってしまう。
ＤＡＳは連続鋳造もしくは半連続鋳造によってアルミニ
ウム合金を鋳造する場合、鋳造速度や冷却条件などによ
って変化するが、通常の冷部条件下では鋳造速度を５０
■■／ｍ程度以上とすることによってＤＡＳを５０μｍ
ＩＩｊＸ下とすることができる。
ウム合金を鋳造する場合、鋳造速度や冷却条件などによ
って変化するが、通常の冷部条件下では鋳造速度を５０
■■／ｍ程度以上とすることによってＤＡＳを５０μｍ
ＩＩｊＸ下とすることができる。
なおここでＤＡＳは、−次デンドライトアーム、二次デ
ンドライトアームの別を同わずデンドライトアームの平
均間隔を目視によりＩｌ！・測定することによって得ら
れる値であるが、実質的には二次デンドライトアーム間
隔とほぼ同等である。
ンドライトアームの別を同わずデンドライトアームの平
均間隔を目視によりＩｌ！・測定することによって得ら
れる値であるが、実質的には二次デンドライトアーム間
隔とほぼ同等である。
上述のようにして鋳造した鋳塊は、熱間圧延に先立って
加熱するが、この加熱温度は３５０〜４８０℃の温度範
囲内とし、またその加熱保持時間は０．５〜１２時間と
する必要がある。すなわち鋳塊加熱温度が３５０℃未満
では均熱処理効果が充分ではなく、熱間圧延時に粗大な
再結晶を生じて製品板にスジ目不良が生じる。一方４８
０℃を越える温度では、鋳塊段階で表皮部のＦｅＡ１［
１相の比率が７０％以上となっていても、そのＦｅ Ａ
１６相から安定なｌ：ｅ Ａｌｓ相への変態が進行し、
最終圧延板での表面のＦｅ Ａ１ｓ相が不足して陽極酸
化処理後の色調が淡色となってしまう。また保持時間が
０．５時間未満では鋳塊全体が均一な温度となりにく（
、一方１２時間以上加熱しても経済的に不利となるだけ
である。したがって鋳塊加熱の温度、時間は上述のよう
に規定した。
加熱するが、この加熱温度は３５０〜４８０℃の温度範
囲内とし、またその加熱保持時間は０．５〜１２時間と
する必要がある。すなわち鋳塊加熱温度が３５０℃未満
では均熱処理効果が充分ではなく、熱間圧延時に粗大な
再結晶を生じて製品板にスジ目不良が生じる。一方４８
０℃を越える温度では、鋳塊段階で表皮部のＦｅＡ１［
１相の比率が７０％以上となっていても、そのＦｅ Ａ
１６相から安定なｌ：ｅ Ａｌｓ相への変態が進行し、
最終圧延板での表面のＦｅ Ａ１ｓ相が不足して陽極酸
化処理後の色調が淡色となってしまう。また保持時間が
０．５時間未満では鋳塊全体が均一な温度となりにく（
、一方１２時間以上加熱しても経済的に不利となるだけ
である。したがって鋳塊加熱の温度、時間は上述のよう
に規定した。
熱間圧延は常法にしたがって鋳塊加熱温度またはそれ以
下の温度で行なえば良く、またその後の冷開圧延も常法
にしたがって行なえば良く、これらの条件は陽極酸化処
理後の表面色調に本質的な影響を与えない。
下の温度で行なえば良く、またその後の冷開圧延も常法
にしたがって行なえば良く、これらの条件は陽極酸化処
理後の表面色調に本質的な影響を与えない。
なおこの発明の方法は、圧延材のみならず押出材の製造
にも適用できることは勿論である。すなわち押出材を製
造する場合、前述の熱間圧延前の加熱濃度、時間を熱間
押出前の加熱温度、時間に適用すれば良い。
にも適用できることは勿論である。すなわち押出材を製
造する場合、前述の熱間圧延前の加熱濃度、時間を熱間
押出前の加熱温度、時間に適用すれば良い。
実施例
実施例 １
第１表に示す化学成分の合金Ａ、Ｂを常法にしたがって
溶製し、半連続鋳造によって鋳込み温度７００℃、鋳造
速度４５１ｍ／廟もしくは６５１１ｍ／−で４００１１
Ｘ１０００ｍｍの断面寸法のスラブを鋳造した。各合金
Ａ１ＢのスラブについてＤＡＳ、樅の本組織の発生の有
無、および表皮部のＦｅＡｌＢの存在率を調べた。その
結果を第２表に示す。なおここでＤＡＳは、スラブの鋳
造方向に直角な断面の表面より２０１ｍ内部の位置で５
−の角形視野内で画面上にランダムに線を引き、デンド
ライトアームによって切断される平均切断長で示し、ま
た表皮部のＦｅＡｌ６の存在率は、表面位置、表面から
２５ＩｌｌＩＩ＋の位置、および表面から５０ｍ１の位
置から得た試料についてＸ線回折を行ない、次式から求
めた値の平均値で示し゛た。但し次式において１１はＦ
ｅ Ａ１８の回折強度、■２はＦｅ Ａｊ２ａの回折強
度を示す。
溶製し、半連続鋳造によって鋳込み温度７００℃、鋳造
速度４５１ｍ／廟もしくは６５１１ｍ／−で４００１１
Ｘ１０００ｍｍの断面寸法のスラブを鋳造した。各合金
Ａ１ＢのスラブについてＤＡＳ、樅の本組織の発生の有
無、および表皮部のＦｅＡｌＢの存在率を調べた。その
結果を第２表に示す。なおここでＤＡＳは、スラブの鋳
造方向に直角な断面の表面より２０１ｍ内部の位置で５
−の角形視野内で画面上にランダムに線を引き、デンド
ライトアームによって切断される平均切断長で示し、ま
た表皮部のＦｅＡｌ６の存在率は、表面位置、表面から
２５ＩｌｌＩＩ＋の位置、および表面から５０ｍ１の位
置から得た試料についてＸ線回折を行ない、次式から求
めた値の平均値で示し゛た。但し次式において１１はＦ
ｅ Ａ１８の回折強度、■２はＦｅ Ａｊ２ａの回折強
度を示す。
（Ｉｆ ／ （Ｉｆ ＋Ｉ２ ））Ｘ１００ （％）第
２表から明らかなよう゛に、合金８（Ｆｅ／Ｓｉの条件
がこの発明の条件を満足していないもの）の場合はスラ
ブ（鋳塊）断面に樅の本組織が出現したが、合金Ａの場
合には樅の本組織が発生しなかった。そして合金Ａのう
ちでも鋳造速度を６５１１／６としてＤＡＳを３２−と
した場合には鋳塊表皮部のＦｅ Ａｌａの比率が９４％
と高い値を示したが、鋳造速度を４５■／−としてＤＡ
Ｓを５７μｍｌとした場合にはＦｅ Ａｊ？ｅの比率が
６５％と低（、この発明における条件を満足しないこと
が明らかとなった。
２表から明らかなよう゛に、合金８（Ｆｅ／Ｓｉの条件
がこの発明の条件を満足していないもの）の場合はスラ
ブ（鋳塊）断面に樅の本組織が出現したが、合金Ａの場
合には樅の本組織が発生しなかった。そして合金Ａのう
ちでも鋳造速度を６５１１／６としてＤＡＳを３２−と
した場合には鋳塊表皮部のＦｅ Ａｌａの比率が９４％
と高い値を示したが、鋳造速度を４５■／−としてＤＡ
Ｓを５７μｍｌとした場合にはＦｅ Ａｊ？ｅの比率が
６５％と低（、この発明における条件を満足しないこと
が明らかとなった。
そこでさらに合金Ａについて鋳造速度６５ｍｍ／−で鋳
造したＤＡＳ３２μｍＩのスラブのみ、次のような実験
に供した。
造したＤＡＳ３２μｍＩのスラブのみ、次のような実験
に供した。
スラブを第３表の実験Ｎα１〜５に示す各温度に加熱し
、同表中に示す温度で熱間圧延した。ここでスラブ加熱
保持時間はいずれも５時間である。
、同表中に示す温度で熱間圧延した。ここでスラブ加熱
保持時間はいずれも５時間である。
熱間圧延によって６Ｉ１ｍの熱延板に仕上げた後、ざら
に冷間圧延を施して３■厚とし、３５０’Ｃｘ ２時間
の中間焼鈍を行なった後、最終冷間圧延によって２．Ｏ
ｍｍ厚の冷延板に仕上げた。その冷延板にエツチング深
さ２０声の苛性エツチングを施した後、２０℃の１５％
Ｈ２ＳＯ４を用いて電流密度１．５Ａ ／ｄ＋ａ２によ
って陽極酸化処理を行ない、２０μｍＩ厚の陽極酸化皮
膜を生成させた。
に冷間圧延を施して３■厚とし、３５０’Ｃｘ ２時間
の中間焼鈍を行なった後、最終冷間圧延によって２．Ｏ
ｍｍ厚の冷延板に仕上げた。その冷延板にエツチング深
さ２０声の苛性エツチングを施した後、２０℃の１５％
Ｈ２ＳＯ４を用いて電流密度１．５Ａ ／ｄ＋ａ２によ
って陽極酸化処理を行ない、２０μｍＩ厚の陽極酸化皮
膜を生成させた。
陽極酸化処理後の表面の色調について、スガ試験徴製カ
ラーメーターＳＭ−３−ＭＣＨを用いてハンターカラー
システムのＬｌｌで評価し、同時に表面のスジ目不良に
ついて評価した。また陽極配化処理前の冷延板の表面層
におけるＦｅＡｆ８の素材比率をＸｌｓ回析により調べ
た。それらの結果を第３表中に併せて示す。なお第３表
においてＬ値は灰色の色調が濃いほど低く、具体的には
し値６５以下が望ましい。またスジ目不良判定の評価は
、Ｘ印が不良、Δ印はスジ目が若干発生発生したが実用
上支障ない程度、Ｏ印はスジ目がほとんどないもの、Ｏ
印はスジ目発生なしを示し、Δ印以上が建材として使用
可能である。
ラーメーターＳＭ−３−ＭＣＨを用いてハンターカラー
システムのＬｌｌで評価し、同時に表面のスジ目不良に
ついて評価した。また陽極配化処理前の冷延板の表面層
におけるＦｅＡｆ８の素材比率をＸｌｓ回析により調べ
た。それらの結果を第３表中に併せて示す。なお第３表
においてＬ値は灰色の色調が濃いほど低く、具体的には
し値６５以下が望ましい。またスジ目不良判定の評価は
、Ｘ印が不良、Δ印はスジ目が若干発生発生したが実用
上支障ない程度、Ｏ印はスジ目がほとんどないもの、Ｏ
印はスジ目発生なしを示し、Δ印以上が建材として使用
可能である。
第３表から明らかなように鋳塊加熱温度が４８０℃を越
えるＮα４、漱５の場合は冷延板表面層のＦｅＡｌＢ相
の比率が７０％以下となり、陽極酸化処理後の灰色の色
調もＬ値が６５填上で淡い灰色となってしまった。一方
鋳塊加熱温度が３５０℃未満の魔１の場合はスジ目不良
が発生した。これに対し鋳塊加熱温度が３５０〜４８０
℃の範囲内の漱２、魔３では、ＦｅＡｌａ相の比率が７
０％以上であって、ＩＩＩ極酸化処理後の灰色の色調も
Ｌｌｉｉが６５以上で濃い灰色となり、また表面のスジ
目不良も支障ない程度となることが判明した。
えるＮα４、漱５の場合は冷延板表面層のＦｅＡｌＢ相
の比率が７０％以下となり、陽極酸化処理後の灰色の色
調もＬ値が６５填上で淡い灰色となってしまった。一方
鋳塊加熱温度が３５０℃未満の魔１の場合はスジ目不良
が発生した。これに対し鋳塊加熱温度が３５０〜４８０
℃の範囲内の漱２、魔３では、ＦｅＡｌａ相の比率が７
０％以上であって、ＩＩＩ極酸化処理後の灰色の色調も
Ｌｌｉｉが６５以上で濃い灰色となり、また表面のスジ
目不良も支障ない程度となることが判明した。
第１表
第２表
第３表
実施例 ２
実施例１で用いた合、金Ａ（本発明合金）について鋳造
速度６５１１１／１ｍで半連続鋳造した断面寸法４００
ｘ１０００ａ＋ｓのスラブを第３表の磁３の条件で加熱
−熱間圧延し、実施例１の場合と同様に冷間圧延−中間
ｍ鈍−冷問圧延して２．０１１１１厚の冷延板とした。
速度６５１１１／１ｍで半連続鋳造した断面寸法４００
ｘ１０００ａ＋ｓのスラブを第３表の磁３の条件で加熱
−熱間圧延し、実施例１の場合と同様に冷間圧延−中間
ｍ鈍−冷問圧延して２．０１１１１厚の冷延板とした。
また従来のＡｊ’−Ｓｉ系合金としてＡＪ−０，３０％
１１−１．８％ｓｉ −ｏ、ｏｔ％Ｃｕ−０，０１％１
ｖｌｎ −０，０１％Ｃｒ −０，０１％Ｔ：合金を溶
製し、上記と同様に鋳造、加熱−熱間圧延、冷間圧延−
中間焼鈍−冷間圧延を行ない、２．Ｏｕｎ厚の冷延板と
した。各冷延板に実施例１と同様な条件で陽極酸化処理
を施し、２０声厚の灰色ＩＩ極酸酸化皮膜生成させた。
１１−１．８％ｓｉ −ｏ、ｏｔ％Ｃｕ−０，０１％１
ｖｌｎ −０，０１％Ｃｒ −０，０１％Ｔ：合金を溶
製し、上記と同様に鋳造、加熱−熱間圧延、冷間圧延−
中間焼鈍−冷間圧延を行ない、２．Ｏｕｎ厚の冷延板と
した。各冷延板に実施例１と同様な条件で陽極酸化処理
を施し、２０声厚の灰色ＩＩ極酸酸化皮膜生成させた。
このようにして本発明合金および従来のＡ１−Ｓｉ系合
金からなる陽極酸化処理後の各板について、ＣＡＳＳ試
験により４８時時間性試験を行ない、腐食により生じた
ビット数を調べた。その結果本発明合金の場合は１ｄｌ
”あたりビット数４個であったのに対し従来のＡｌ−５
；系合金では１ｄｍ”あたりビット数１３３１１１であ
った。この結果から本発明合金の場合には従来合金と比
較して陽極酪化皮膜が格段に安定で耐食性が優れている
ことが明らかである。
金からなる陽極酸化処理後の各板について、ＣＡＳＳ試
験により４８時時間性試験を行ない、腐食により生じた
ビット数を調べた。その結果本発明合金の場合は１ｄｌ
”あたりビット数４個であったのに対し従来のＡｌ−５
；系合金では１ｄｍ”あたりビット数１３３１１１であ
った。この結果から本発明合金の場合には従来合金と比
較して陽極酪化皮膜が格段に安定で耐食性が優れている
ことが明らかである。
発明の効果
以上の説明で明らかなように第１発明の展伸用アルミニ
ウム合金は、ｇ！極酸酸化処理後色調が灰色〜暗灰色の
いわゆる濃灰色系であってしかもその色調が極めて安定
しており、しかも耐食性も優れ、したがって重厚さが求
められるビルなどの外装用などに最適なものである。ま
た第２発明の方法によれば、上述のように灰色〜暗灰色
の濃灰色系色調を有しかつ耐食性も優れた展伸加工材を
安定かつ確実に得ることができ、しかもスジ目不良のよ
うな欠陥も生じるおそれがない等、種々の効果が得られ
る。
ウム合金は、ｇ！極酸酸化処理後色調が灰色〜暗灰色の
いわゆる濃灰色系であってしかもその色調が極めて安定
しており、しかも耐食性も優れ、したがって重厚さが求
められるビルなどの外装用などに最適なものである。ま
た第２発明の方法によれば、上述のように灰色〜暗灰色
の濃灰色系色調を有しかつ耐食性も優れた展伸加工材を
安定かつ確実に得ることができ、しかもスジ目不良のよ
うな欠陥も生じるおそれがない等、種々の効果が得られ
る。
出願人 スカイアルミニウム株式会社代理人 弁理
士 豊 １）武 久 （ばか１名） 手 続 補 正 書 （自発）昭和
５９年１２月３日 特許庁長官 志 賀 学 殿 適 １、事件の表示 昭和５９年特許願第２３１８４９号 ２、発明の名称 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法３、補正を
する者 事件との関係 特許出願人 住 所 東京都中央区日本橋室町４丁目１番地名 称
スカイアルミニウム株式会社４、代理人 住 所 東京都港区三田３丁目４番１８号６、補正の
内容 （１） 明輯書第１４頁第８行目の［３，５×Ｍｇ（％
）」をｒ３ｘＭｇ （％）ｊと訂正する。
士 豊 １）武 久 （ばか１名） 手 続 補 正 書 （自発）昭和
５９年１２月３日 特許庁長官 志 賀 学 殿 適 １、事件の表示 昭和５９年特許願第２３１８４９号 ２、発明の名称 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法３、補正を
する者 事件との関係 特許出願人 住 所 東京都中央区日本橋室町４丁目１番地名 称
スカイアルミニウム株式会社４、代理人 住 所 東京都港区三田３丁目４番１８号６、補正の
内容 （１） 明輯書第１４頁第８行目の［３，５×Ｍｇ（％
）」をｒ３ｘＭｇ （％）ｊと訂正する。
（２） 明細書第２１頁の第１表を下記の通り訂正する
。
。
第１表
（３） 明ｍｓ第２３頁第３行目の「６５ ｍｍ、／ｐ
ｎ Ｊをｒ６５１Ｍ／ｍＪと訂正する。
ｎ Ｊをｒ６５１Ｍ／ｍＪと訂正する。
以 上
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量比でＦｅ０．４〜１．０％、Ｓｉ０．０５〜
０．２５％、Ｍｇ０．３〜１．５％、Ｔｉ０．１０％以
下を含有し、かつ必要に応じてＢ０．０００３〜０．０
３％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
り、かつＦｅとＳｉとの比率が ６．５＋３×Ｍｇ（％）≦Ｆｅ（％）／Ｓｉ（％）を満
足するように定められ、しかも鋳塊の表面から５０ｍｍ
の深さまでの表皮部における全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合
物のうち７０％以上をＦｅＡｌ＿６相が占めることを特
徴とする、陽極酸化処理後の色調が灰色ないし暗灰色で
ある展伸用アルミニウム合金。 （２）重量比でＦｅ０．４〜１．０％、Ｓｉ０．０５〜
０．２５％、Ｍｇ０．３〜１．５％、Ｔｉ０．１０％以
下を含有し、かつ必要に応じてＢ０．０００３〜０．０
３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
り、かつＦｅとＳｉとの比率が ６．５＋３×Ｍｇ（％）≦Ｆｅ（％）／Ｓｉ（％）を満
足するように定められたアルミニウム合金鋳塊を表面か
ら２０ｍｍ内部におけるデンドライトアーム間隔が５０
μｍ以下となるように鋳造して、表面から５０ｍｍの深
さまでの表皮部における全Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物の
うち７０％以上を ＦｅＡｌ＿８相が占める鋳塊を得、次いでその鋳塊を３
５０〜４８０℃の温度範囲内で０．５〜１２時間加熱し
た後、その温度範囲もしくはそれ以下の温度で熱間加工
することを特徴とする、陽極酸化処理後の色調が灰色な
いし暗灰色である展伸用アルミニウム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23184984A JPS61110741A (ja) | 1984-11-01 | 1984-11-01 | 展伸用アルミニウム合金鋳塊およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23184984A JPS61110741A (ja) | 1984-11-01 | 1984-11-01 | 展伸用アルミニウム合金鋳塊およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61110741A true JPS61110741A (ja) | 1986-05-29 |
| JPH0256415B2 JPH0256415B2 (ja) | 1990-11-30 |
Family
ID=16929973
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23184984A Granted JPS61110741A (ja) | 1984-11-01 | 1984-11-01 | 展伸用アルミニウム合金鋳塊およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61110741A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63130742A (ja) * | 1986-11-20 | 1988-06-02 | Sky Alum Co Ltd | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JPH03100144A (ja) * | 1989-09-14 | 1991-04-25 | Sky Alum Co Ltd | 建材用アルミニウム合金圧延板の陽極酸化処理後の色調の調整方法 |
| JPH03199335A (ja) * | 1989-12-27 | 1991-08-30 | Nippon Light Metal Co Ltd | 展伸用アルミニウム合金 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55161043A (en) * | 1979-06-05 | 1980-12-15 | Sukai Alum Kk | Aluminum alloy for rolling |
-
1984
- 1984-11-01 JP JP23184984A patent/JPS61110741A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55161043A (en) * | 1979-06-05 | 1980-12-15 | Sukai Alum Kk | Aluminum alloy for rolling |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63130742A (ja) * | 1986-11-20 | 1988-06-02 | Sky Alum Co Ltd | 展伸用アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JPH03100144A (ja) * | 1989-09-14 | 1991-04-25 | Sky Alum Co Ltd | 建材用アルミニウム合金圧延板の陽極酸化処理後の色調の調整方法 |
| JPH0739621B2 (ja) * | 1989-09-14 | 1995-05-01 | スカイアルミニウム株式会社 | 建材用アルミニウム合金圧延板の陽極酸化処理後の色調の調整方法 |
| JPH03199335A (ja) * | 1989-12-27 | 1991-08-30 | Nippon Light Metal Co Ltd | 展伸用アルミニウム合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0256415B2 (ja) | 1990-11-30 |
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