WO2013187308A1 - アルミニウム合金板 - Google Patents

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WO2013187308A1
WO2013187308A1 PCT/JP2013/065704 JP2013065704W WO2013187308A1 WO 2013187308 A1 WO2013187308 A1 WO 2013187308A1 JP 2013065704 W JP2013065704 W JP 2013065704W WO 2013187308 A1 WO2013187308 A1 WO 2013187308A1
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plate
concentration
aluminum alloy
thickness
plate thickness
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PCT/JP2013/065704
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裕介 山本
峰生 浅野
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株式会社Uacj
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    • H—ELECTRICITY
    • H05—ELECTRIC TECHNIQUES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H05K—PRINTED CIRCUITS; CASINGS OR CONSTRUCTIONAL DETAILS OF ELECTRIC APPARATUS; MANUFACTURE OF ASSEMBLAGES OF ELECTRICAL COMPONENTS
    • H05K5/00—Casings, cabinets or drawers for electric apparatus
    • H05K5/04—Metal casings

Definitions

  • the present application includes Japanese Patent Application No. 2012-135622 filed with the Japan Patent Office on June 15, 2012 and Japanese Patent Application No. 2012-filed with the Japan Patent Office on October 30, 2012. No. 239301, the disclosure of which is incorporated herein by reference.
  • the present invention relates to an aluminum alloy plate excellent in plate cross-section quality after anodizing treatment, in which a strip-like streak pattern does not occur at the thickness center of the plate cross-section after anodizing treatment.
  • the inventors have conducted various tests and studies in order to solve the problem of striped stripes on the cross section of the aluminum alloy plate after the anodizing treatment.
  • the inventors of the present invention have found that in an aluminum alloy containing a peritectic element that exhibits a peritectic reaction with respect to aluminum and Mg that exhibits a eutectic reaction with respect to aluminum, It was found that the presence state affects the generation of the striped stripe pattern on the plate cross section after the anodizing treatment.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and according to one aspect of the present invention, after anodization, no striped streak pattern is generated in the central portion of the plate thickness after the anodization. It is desirable to provide an aluminum alloy plate with excellent plate cross-section quality.
  • the aluminum alloy plate according to the first aspect of the present invention which is excellent in plate cross-section quality after anodizing treatment, is an aluminum alloy plate in which an anodized coating film is formed on a plate cross-section which is a cross-sectional portion in the plate thickness direction.
  • the aluminum alloy plate contains at least a peritectic element, which is an element showing a peritectic reaction with respect to aluminum, and Mg, which shows a eutectic reaction with respect to aluminum, and the thickness of the aluminum alloy plate is t (mm).
  • the range of ⁇ 0.01 ⁇ t (mm) with respect to the t / 2 part as the center part of the plate thickness, and the range of ⁇ 0.01 ⁇ t (mm) with respect to the t / 4 part as the quarter part of the plate thickness When the range from 0.02 ⁇ t (mm) in the plate thickness direction to the plate thickness direction is the plate thickness surface layer portion, in the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the plate thickness direction of the aluminum alloy plate, The plate thickness center and the The difference in concentration of the plate thickness 1 ⁇ 4 part and the difference in concentration between the plate thickness center part and the plate thickness surface layer part is 0.04% (mass%, the same shall apply hereinafter) or less, and the aluminum alloy plate In the Mg concentration in the solid solution state in the thickness direction, the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion and the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion are 0.4. % Or less.
  • An aluminum alloy plate excellent in plate cross-section quality after anodizing treatment according to the second aspect of the present invention is the aluminum alloy plate according to the first aspect, wherein Ti: 0.001% to 0.1 as the peritectic element. %, Cr: one or two of 0.0001% to 0.4%.
  • An aluminum alloy plate excellent in plate cross-sectional quality after anodizing treatment according to the third aspect of the present invention is the aluminum alloy plate according to the first aspect or the second aspect, wherein the Mg: 1.0% to 6.0% It is characterized by containing.
  • An aluminum alloy plate excellent in plate cross-sectional quality after anodizing treatment according to the fourth aspect of the present invention is the aluminum alloy plate according to any one of the first to third aspects, together with the peritectic element and the Mg, Cu: 0.5% or less, Mn: 0.5% or less, Fe: 0.4% or less, Si: contain one or more of 0.3% or less, the balance being Al and inevitable It consists of impurities.
  • the aluminum alloy plate according to the fifth aspect of the present invention which is excellent in plate cross-section quality after anodizing treatment, is the aluminum alloy plate according to any one of the first to fourth aspects, wherein the thickness of the aluminum alloy plate is 0. .3 mm or more.
  • an aluminum alloy plate excellent in plate cross-section quality in which a strip-like streak pattern does not occur in the plate thickness center portion of the plate cross-section after anodizing.
  • the plate cross section cross-sectional portion in the plate thickness direction
  • the effect of the present invention of one side surface can be obtained regardless of the plate cross section in the direction parallel to the rolling direction, the direction perpendicular to the rolling direction, or any other direction. Can be played.
  • the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, and the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion in the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the plate thickness direction of the aluminum alloy plate, the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, and the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion. And the difference in concentration between the central portion of the plate thickness and the 1/4 portion of the plate thickness in the solid solution Mg concentration in the plate thickness direction of the aluminum alloy plate, and the plate The difference in concentration between the thickness center portion and the plate thickness surface layer portion is 0.4% or less.
  • excellent plate section quality is intended to mean a state in which no strip-like streak pattern is generated at the center of the plate thickness of the plate section.
  • the plate thickness central part, the plate thickness 1 ⁇ 4 part, and the plate thickness surface layer part will be described. Assuming that the plate thickness is t (mm), as shown in FIG. 1, the central portion of the plate thickness means a range of ⁇ 0.01 ⁇ t (mm) with reference to the t / 2 portion.
  • the plate thickness 1 ⁇ 4 part refers to a range of ⁇ 0.01 ⁇ t (mm) with reference to the t / 4 part.
  • the plate thickness surface layer portion refers to a range from the outermost layer portion to 0.02 ⁇ t (mm) in the plate thickness direction.
  • the difference in concentration between the central portion of the plate thickness and the 1/4 portion of the plate thickness, and the difference in concentration between the central portion of the plate thickness and the thickness portion of the plate thickness exceeds 0.04%, or in the concentration of Mg in a solid solution state in the thickness direction of the aluminum alloy plate, the difference in concentration between the central portion of the plate thickness and the 1/4 thickness portion, and the central portion of the plate thickness and the plate
  • the difference in the concentration of the thick surface layer portion exceeds 0.4%
  • the thickness of the strip-shaped streaks generated at the plate thickness central portion of the plate cross section is 0.05 when the plate thickness is t (mm).
  • the plate thickness t is not particularly limited as long as the cross-section after the anodizing treatment can be recognized visually, and is preferably 0.3 mm or more, more preferably 0.5 mm or more.
  • peritectic elements and Mg are taken into the anodized film in a solid solution state, and when an aluminum alloy plate having the characteristics of the present embodiment is anodized, in the anodized aluminum alloy plate
  • the concentration of the peritectic element in the solid solution state taken into the anodized film is the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the 1/4 part of the plate thickness, and the concentration of the central part of the plate thickness and the thickness of the surface layer part.
  • the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the 1/4 part of the plate thickness, and the central part of the plate thickness is 0.08% or less.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • Preferred peritectic elements include Ti and Cr.
  • Ti 0.001% to 0.1%
  • Ti functions to suppress the coarsening of the cast structure.
  • the preferred content is 0.001% to 0.1%.
  • the Ti content is 0.001% or more, the effect of suppressing the coarsening of the cast structure can be remarkably increased.
  • it is 0.1% or less, the formation of coarse intermetallic compounds is suppressed, and the streaks appearing on the cross section of the plate after the anodizing treatment can be conspicuously difficult to see. If it is less than 0.001%, the function of suppressing the coarsening of the cast structure may be insufficient in some cases.
  • Cr 0.0001% to 0.4% Cr functions to increase the strength of the aluminum alloy plate and to refine crystal grains.
  • the preferred content is 0.0001% to 0.4%.
  • the content of Cr is 0.0001% or more, at least one of the effect of increasing the strength of the aluminum alloy plate and the effect of refining crystal grains can be significantly increased.
  • it is 0.4% or less, the formation of coarse intermetallic compounds is suppressed, and the streaks appearing on the cross section of the plate after the anodizing treatment may become conspicuously difficult to see. If it is less than 0.0001%, it may be necessary to use a high purity metal.
  • the content is preferably set to 0.0001% or more. On the other hand, if it exceeds 0.4%, a coarse intermetallic compound is generated, and a streak pattern caused by the intermetallic compound may occur after the anodizing treatment.
  • Mg 1.0% to 6.0%
  • Mg functions to increase the strength of the aluminum alloy plate.
  • the preferred content is 1.0% to 6.0%.
  • Mg content is 1.0% or more, the effect of increasing the strength of the aluminum alloy sheet can be increased, and when it is 6.0% or less, good rolling properties can be obtained. If it is less than 1.0%, the effect of increasing the strength may not be sufficiently obtained in some cases. If it exceeds 6.0%, cracks are likely to occur during hot rolling in some cases, and rolling may be difficult.
  • Cu 0.5% or less
  • Cu functions to increase the strength of the aluminum alloy plate and make the color tone of the entire film after anodizing uniform. A preferable content is 0.5% or less.
  • the streaks appearing on the cross section of the plate after the anodizing treatment can be conspicuously difficult to see, and the color tone of the entire film after the anodizing treatment can be noticeably uniform. If it exceeds 0.5%, an Al—Cu-based precipitate is formed, and streaks or turbidity of the film due to intermetallic compounds may occur.
  • Mn 0.5% or less Mn increases the strength of the aluminum alloy plate and functions to refine crystal grains.
  • a preferable content is 0.5% or less.
  • the Mn content is 0.5% or less, after anodizing treatment, the streaks appearing on the cross section of the plate can be conspicuously difficult to see, and the color tone of the entire film after the anodizing treatment can be noticeably uniform. If it exceeds 0.5%, Al—Mn—Si-based crystals and precipitates are formed, and streaks and turbidity of the film due to intermetallic compounds may occur.
  • Fe 0.4% or less Fe functions to increase the strength of the aluminum alloy plate and to refine crystal grains.
  • a preferable content is 0.4% or less.
  • the Fe content is 0.4% or less, after the anodizing treatment, the streaks appearing on the cross section of the plate can be noticeable and the color tone of the entire film after the anodizing treatment can be noticeably uniform. If it exceeds 0.4%, Al-Fe-Si-based and Al-Fe-based crystallized substances and precipitates are formed, and streaks and turbidity of the film due to intermetallic compounds may occur.
  • Si 0.3% or less Si functions to increase the strength of the aluminum alloy plate and to refine crystal grains.
  • a preferable content is 0.3% or less.
  • the Si content is 0.3% or less, after the anodizing treatment, the streaks appearing on the cross section of the plate can be noticeable and the color tone of the entire film after the anodizing treatment can be noticeably uniform. If it exceeds 0.3%, an Al—Fe—Si-based crystallized product or an Mg—Si-based precipitate is formed, and streaks or turbidity of the film due to intermetallic compounds may occur.
  • elements such as Zn
  • elements may contain, for example.
  • the preferable content of inevitable impurities is 0.25% or less.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy plate of this embodiment is demonstrated.
  • the aluminum alloy plate of the present embodiment is manufactured by subjecting an ingot formed by normal DC casting to homogenization treatment, hot rolling, and cold rolling by a conventional method.
  • Possible methods for generating a flow in the molten metal in the mold include mechanical stirring using a stirring blade, electromagnetic stirring using eddy current, magnetic stirring using Lorentz force, and ultrasonic stirring using ultrasonic waves. .
  • the preferable flow rate of the molten metal is in the range of 0.1 to 5 m / s.
  • the flow rate of the molten metal is in the range of 0.1 to 5 m / s.
  • the effect of suppressing the deviation of chemical components can be particularly great. If the molten metal flow rate is too low (in the range where the molten metal flow rate is lower than 0.1 m / s), the effect of suppressing the bias of chemical components generated in the mold may be reduced in some cases. If the molten metal flow rate is too large (in the range where the molten metal flow velocity is greater than 5 m / s), an oxide film generated on the molten metal surface may possibly be caught in the molten metal.
  • the flow rate of the molten metal may be controlled by adjusting the molten metal temperature (melt viscosity) and the stirring conditions. For example, the higher the melt temperature, the lower the melt viscosity, while the lower the melt temperature, the greater the melt viscosity. For this reason, in this embodiment, in order to obtain a desired flow rate, the molten metal temperature (the viscosity of the molten metal) may be detected and the molten metal temperature (the viscosity of the molten metal) may be controlled based on the detected value. It should be noted that the viscosity of the molten metal can vary depending on the chemical composition of the molten metal. For example, if the chemical components are different, the viscosity may be different even at the same molten metal temperature, so it is necessary to set an optimal molten metal temperature that matches the chemical components.
  • stirring conditions in the case of mechanical stirring, for example, the rotational speed of the stirring blade, the number or shape of the stirring blade, and the like can be mentioned.
  • electromagnetic stirring and magnetic stirring for example, the strength of a magnetic field to be generated can be mentioned as stirring conditions.
  • ultrasonic agitation for example, the frequency and intensity (sound pressure) of sound waves can be cited as the agitation conditions.
  • the above-described stirring method (in other words, a method for controlling the flow rate of the molten metal in the mold) can provide an ingot having a uniform chemical component in the cross section of the ingot. As a result, the chemical components are uniform even in the cross section of the plate manufactured using the obtained ingot. That is, by using the stirring method described above, it is possible to achieve the production of an aluminum alloy plate having the properties of this embodiment. That is, in this embodiment, the above-described stirring method is used to obtain an aluminum alloy plate having desired properties.
  • the obtained aluminum alloy plate is subjected to point analysis in which the concentration is measured from fluorescent X-rays generated by irradiation with an electron beam using EPMA.
  • the peritectic element and Mg concentrations in the central part of the plate thickness, 1/4 part of the plate thickness, and the surface layer part of the plate thickness are obtained. And it confirms that the aluminum alloy plate which has the property of the said embodiment is obtained, and uses for an anodizing process.
  • Example 1 and Comparative Example 1 An aluminum alloy having the composition shown in Table 1 was ingoted by DC casting to produce an ingot having a cross-sectional dimension of 480 mm in thickness and 1500 mm in width. In the casting, casting was performed under two conditions: when the molten metal in the mold was agglomerated while being agitated using a stirring blade, and when agglomerated without agitation.
  • the obtained ingot was homogenized at a temperature of 550 ° C. for 10 hours, and then cooled to room temperature.
  • the portions corresponding to the upper and lower surfaces and side surfaces of the rolling were each cut by 20 mm, and then re-heated to a temperature of 470 ° C. to start hot rolling, and rolled to a thickness of 8.0 mm.
  • the end temperature of hot rolling was 300 ° C.
  • Table 2 shows the alloy composition and ingot-making conditions of the obtained aluminum alloy plate (test material).
  • a sample with a width of 20 mm was cut out from the width center portion of the obtained test material, filled with resin and polished, and a cross section in a direction perpendicular to the rolling direction was revealed.
  • EPMA electrospray vapor deposition
  • the plate thickness center portion and the plate thickness The concentration of the peritectic element in the solid solution state (solid Ti concentration + solid solution Cr concentration) and the concentration of Mg in the solid solution state were determined in the 1 ⁇ 4 part and the plate thickness surface layer part. The results are shown in Table 3 and Table 5, respectively.
  • a sample 400 mm wide x 50 mm long was cut out from the center of the width of the obtained aluminum alloy plate, the end face was cut by milling, and the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction was roughened by shot blasting. After finishing, chemical polishing with phosphoric acid and sulfuric acid was performed, and then an anodic oxidation treatment with a sulfuric acid solution was performed to form an anodized film having a thickness of 10 ⁇ m on the cross section.
  • test materials 11 to 14 produced by using the ingot obtained by agitation while stirring the molten metal in the mold using an agitating blade, before anodizing treatment, as shown in Table 3
  • Table 3 In the measurement result of the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the plate thickness direction, the difference in the concentration between the plate thickness central portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, the difference in the concentration between the plate thickness central portion and the plate thickness surface layer portion.
  • the plate thickness central portion and the plate thickness are 0.04% or less, and as shown in Table 5, in the measurement results of the concentration of Mg in the solid solution state in the plate thickness direction for the samples before the anodizing treatment, the plate thickness central portion and the plate thickness The difference in concentration of 1/4 part and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness were all 0.4% or less.
  • test materials 11 to 14 as shown in Tables 4 and 6, no striped streak pattern was generated in the central part of the thickness of the cross section after the anodizing treatment, and the test materials 11 to 14 were excellent. Had surface quality.
  • the test materials 11 to 14 show the results of measurement of the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the plate thickness direction for the samples after anodizing treatment.
  • the difference in concentration of 4 parts and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness are both 0.02% or less, and as shown in Table 6, the sample after anodizing treatment in the plate thickness direction
  • the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the 1/4 part of the plate thickness, and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness are both 0.08% or less Met.
  • test materials 15 to 18 manufactured using the ingot obtained by ingot forming according to a conventional method without stirring the molten metal in the mold at the time of casting are shown in Table 3 and Table 5.
  • the difference in concentration between the plate thickness central portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, and the plate thickness central portion In the measurement result of the concentration of Mg in the solid solution state in the thickness direction of the sample before anodizing treatment under the condition that the difference in concentration of the thickness portion of the thickness is 0.04% or less, It did not satisfy at least one of the conditions that the difference in concentration of 1/4 part and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness were 0.4% or less.
  • test materials 15 to 18 as shown in Tables 4 and 6, a striped streak pattern is generated in the central portion of the thickness of the cross section after the anodizing treatment, and the test materials 15 to 18 have a surface quality. It was inferior.
  • test materials 15 to 18 as shown in Table 4, in the measurement result of the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the thickness direction of the sample after the anodizing treatment, the thickness center portion and the thickness 1 / 4 parts, difference in concentration between the central part of the plate thickness and the difference between the thicknesses of the surface layer part of the test piece exceeds 0.02%, and as shown in Table 6, the sample after the anodizing treatment In the measurement results of the concentration of Mg in the solid solution state in the plate thickness direction, the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, and the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion are both 0. Some test materials exceeded 08%.
  • Example 1 and Comparative Example 1 demonstrate the effect on the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction, but the same test as in Example 1 and Comparative Example 1 for the cross section in the direction parallel to the rolling direction. As a result of evaluation, similar results were obtained.
  • Example 2 and Comparative Example 2 An aluminum alloy having the composition shown in Table 7 was ingoted by DC casting to produce an ingot having a cross-sectional dimension of 500 mm in thickness and 1500 mm in width. In the casting, casting was performed under two conditions: when the molten metal in the mold was agglomerated while being agitated using a stirring blade, and when agglomerated without agitation.
  • the obtained ingot was homogenized at a temperature of 525 ° C. for 12 hours, and then cooled to room temperature.
  • the portions corresponding to the upper and lower surfaces and side surfaces of the rolling were each 20 mm chamfered, then reheated to a temperature of 480 ° C. to start hot rolling, and rolled to a thickness of 6.0 mm.
  • the end temperature of hot rolling was 300 ° C.
  • it was cold-rolled to 3.0 mm, and then softened for 1 h at a temperature of 360 ° C.
  • Table 8 shows the alloy composition, ingot-making conditions, and tensile strength in the direction parallel to the rolling direction of the obtained aluminum alloy plate (test material). Since the test material 5 was cracked during hot rolling, the steps after cold rolling could not be performed.
  • a sample with a width of 20 mm was cut out from the width center portion of the obtained test material, filled with resin and polished, and a cross section in a direction perpendicular to the rolling direction was revealed.
  • EPMA electrospray vapor deposition
  • the plate thickness center portion and the plate thickness The concentration of the peritectic element in the solid solution state (solid Ti concentration + solid solution Cr concentration) and the concentration of Mg in the solid solution state were determined in the 1 ⁇ 4 part and the plate thickness surface layer part. The results are shown in Table 9 and Table 11, respectively.
  • a sample 400 mm wide x 50 mm long was cut out from the center of the width of the obtained aluminum alloy plate, the end face was cut by milling, and the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction was roughened by shot blasting. After finishing, chemical polishing with phosphoric acid and sulfuric acid was performed, and then an anodic oxidation treatment with a sulfuric acid solution was performed to form an anodized film having a thickness of 10 ⁇ m on the cross section.
  • the concentration of the peritectic element in the solid solution state (solid solution Ti concentration + solid solution Cr concentration) in the plate thickness central part, the plate thickness 1/4 part, and the plate thickness surface layer part of the cross section. ) And the concentration of Mg in a solid solution state. The results are shown in Table 10 and Table 12, respectively.
  • test materials 21 to 23 produced by using the ingot obtained by agitation while stirring the molten metal in the mold using a stirring blade as shown in Table 9,
  • Table 9 In the measurement result of the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the plate thickness direction, the difference in the concentration between the plate thickness central portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion, the difference in the concentration between the plate thickness central portion and the plate thickness surface layer portion.
  • test materials 21 to 23 as shown in Tables 10 and 12, no striped streak pattern was generated in the central part of the thickness of the cross section after the anodizing treatment, and the test materials 21 to 23 were excellent. Had surface quality.
  • the test materials 21 to 23 were obtained by measuring the concentration of peritectic elements in the solid solution state in the plate thickness direction for the samples after anodizing treatment.
  • the difference in concentration of 4 parts and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness are both 0.02% or less, and as shown in Table 12, the sample after anodizing treatment in the plate thickness direction
  • the concentration of Mg in the solid solution state the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the 1/4 part of the plate thickness, and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness are both 0.08% or less Met.
  • the test material 24 is a tensile force necessary for applying an aluminum alloy plate to an automotive interior part or a home appliance outer plate.
  • the strength does not satisfy 125 MPa or more.
  • the test material 25 had an Mg addition amount exceeding 6%, cracks occurred during hot rolling. Therefore, the test materials 24 and 25 are not evaluated after Table 9.
  • the test materials 26 to 28 manufactured using the ingot obtained by ingot forming according to a conventional method without stirring the molten metal in the mold at the time of casting As shown in Tables 9 and 11, in the measurement results of the concentration of peritectic elements in the solid solution state in the plate thickness direction for the samples before the anodizing treatment, the concentrations of the plate thickness center portion and the plate thickness 1 ⁇ 4 portion Measurement result of Mg concentration of solid solution in the plate thickness direction for the sample before anodizing treatment, and the condition that the difference in concentration between the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion is 0.04% or less However, at least one of the conditions that the difference in the concentration between the central portion of the plate thickness and the 1 ⁇ 4 portion of the plate thickness and the difference in the concentration between the central portion of the plate thickness and the surface portion of the plate thickness is 0.4% or less was not satisfied. .
  • test materials 21 to 23 as shown in Tables 10 and 12, a strip-shaped streak pattern is generated in the central portion of the thickness of the cross section after the anodizing treatment, and the test materials 21 to 23 have surface quality. It was inferior.
  • test materials 26 to 28 as shown in Table 10, in the measurement results of the concentration of the peritectic element in the solid solution state in the thickness direction of the sample after the anodizing treatment, / 4 part density difference and the difference in density between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness do not exceed 0.02%, but as shown in Table 12, the plate thickness of the sample after anodizing treatment In the measurement result of Mg concentration in the solid solution state in the direction, the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the 1/4 part of the plate thickness, and the difference in concentration between the central part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness are both 0.08% There was a test material exceeding.
  • Example 2 and Comparative Example 2 demonstrate the effect on the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction, but the same test as in Example 2 and Comparative Example 2 for the cross section in the direction parallel to the rolling direction. As a result of evaluation, similar results were obtained.

Abstract

　本発明の１側面にかかるアルミニウム合金板は、包晶元素及びＭｇを含有する。前記アルミニウム合金板の板厚をｔ（ｍｍ）、ｔ／２部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚中央部、ｔ／４部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚１／４部、最表層部分から板厚方向に０．０２×ｔ（ｍｍ）までの範囲を板厚表層部とした場合、前記包晶元素の濃度について、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．０４％（質量％、以下同じ）以下である。かつ、前記Ｍｇの濃度において、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．４％以下である。

Description

アルミニウム合金板 関連出願の相互参照
　本願は、２０１２年６月１５日に日本国特許庁に出願された日本国特許出願第２０１２－１３５６２２号及び２０１２年１０月３０日に日本国特許庁に出願された日本国特許出願第２０１２－２３９３０１号の利益を主張し、その開示内容は参照により本願に組み込まれる。
　本発明は、陽極酸化処理後に板断面の板厚中央部で帯状の筋模様が発生しないような、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板に関する。
　近年、自動車用内装部品、家電用外板へのアルミニウム合金板の適用が増加している。いずれの場合も、製品になった際に優れた表面品質が求められている。例えば、家電用外板の場合、陽極酸化処理後に板表面に筋模様が発生しないことが求められる。そして、これまで、筋模様を防止するための検討は種々行われ、化学成分、最終板の結晶粒径、析出物の寸法及び分布密度などを制御する方法が提案されている。
　一方、アルミニウム合金板の使用の多様化に伴って、板表面のみならず板断面の意匠性も要求されている。具体的には、陽極酸化処理後、板断面に筋模様が発生しないことが求められている。この課題を解決するために、板断面の結晶粒を均一にする方法が提案されている。しかし、この方法では帯状筋模様の発生に対する改善効果が得られない場合があり、十分な解決策とはなっていない。
特開２０００－２７３５６３号公報 特開２００６－５２４３６号公報 特開２００１－４０４４４号公報
　発明者らは、アルミニウム合金板の陽極酸化処理後における板断面の帯状筋模様の発生の問題を解決するために、種々の試験、検討を行った。その結果、発明者らは、アルミニウムに対して包晶反応を示す包晶元素及びアルミニウムに対して共晶反応を示すＭｇを含有するアルミニウム合金において、固溶状態で存在する包晶元素及びＭｇの存在状態が陽極酸化処理後における板断面の帯状筋模様の発生に影響することを見出した。
　本発明は、前記の知見に基づいてなされたものであり、本発明の１側面では、陽極酸化処理後に板断面の板厚中央部で帯状の筋模様が発生しないような、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板を提供することが望ましい。
　本発明の第１局面にかかる、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板は、少なくとも板厚方向の断面部分である板断面に陽極酸化処理被膜が形成されるアルミニウム合金板において、該アルミニウム合金板は、少なくとも、アルミニウムに対して包晶反応を示す元素である包晶元素及びアルミニウムに対して共晶反応を示すＭｇを含有し、前記アルミニウム合金板の板厚をｔ（ｍｍ）、ｔ／２部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚中央部、ｔ／４部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚１／４部、最表層部分から板厚方向に０．０２×ｔ（ｍｍ）までの範囲を板厚表層部とした場合、前記アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の前記包晶元素の濃度において、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．０４％（質量％、以下同じ）以下であり、かつ、前記アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の前記Ｍｇの濃度において、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．４％以下であることを特徴とする。
　本発明の第２局面にかかる、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板は、第１局面のアルミニウム合金板において、前記包晶元素として、Ｔｉ：０．００１％～０．１％、Ｃｒ：０．０００１％～０．４％のうち１種又は２種を含有することを特徴とする。
　本発明の第３局面にかかる、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板は、第１局面又は第２局面のアルミニウム合金板において、前記Ｍｇ：１．０％～６．０％を含有することを特徴とする。
　本発明の第４局面にかかる、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板は、第１～第３局面のいずれか１のアルミニウム合金板において、前記包晶元素及び前記Ｍｇと共に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．３％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
　本発明の第５局面にかかる、陽極酸化処理後の板断面品質に優れたアルミニウム合金板は、第１～第４局面のいずれか１のアルミニウム合金板において、前記アルミニウム合金板の板厚が０．３ｍｍ以上であることを特徴とする。
　本発明の１側面によれば、陽極酸化処理後に板断面の板厚中央部で帯状の筋模様が発生しないような板断面品質に優れたアルミニウム合金板が提供される。なお、板断面（板厚方向の断面部分）については、圧延方向と平行な方向、圧延方向と直角をなす方向、その他のいずれの方向における板断面であっても、１側面の本発明の効果を奏することができる。
本発明における板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部を説明する図である。
　本実施形態では、アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０４％以下であり、かつ、アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．４％以下であることを特徴とする。この特徴をそなえたアルミニウム合金板を陽極酸化処理すると、板断面の板厚中央部で帯状の筋模様が発生することがなく、板断面品質の優れた陽極酸化処理アルミニウム合金板を得ることができる。即ち、板断面品質が優れているとは、一例では板断面の板厚中央部で帯状の筋模様が発生していない状態が意図される。
　前記の板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部について説明する。板厚をｔ（ｍｍ）とした場合、図１に示すように、板厚中央部とは、ｔ／２部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲をいう。板厚１／４部とは、ｔ／４部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲をいう。板厚表層部とは、最表層部分から板厚方向に０．０２×ｔ（ｍｍ）までの範囲をいう。
　アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０４％を超えた場合、又はアルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．４％を超えた場合、板断面の板厚中央部で発生する帯状の筋模様の厚さは、板厚をｔ（ｍｍ）とした場合、０．０５～０．１５×ｔ（ｍｍ）程度となる場合がある。この場合、陽極酸化処理後、目視で筋模様を判別し易くなる。即ち、優れた表面品質が得られない場合がある。板厚ｔに関しては、目視で陽極酸化処理後の断面が認識できる厚さであればよく、特に限定されないが、好ましくは０．３ｍｍ以上、さらに好ましくは０．５ｍｍ以上である。
　陽極酸化処理後、包晶元素及びＭｇは固溶状態で陽極酸化皮膜に取り込まれ、本実施形態の特徴を有するアルミニウム合金板を陽極酸化処理した場合には、陽極酸化処理されたアルミニウム合金板においても、陽極酸化皮膜に取り込まれた固溶状態の包晶元素の濃度については、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０２％以下となり、かつ、陽極酸化皮膜に取り込まれた固溶状態のＭｇの濃度については、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０８％以下となる。
　また、アルミニウム合金板において、固溶状態のＭｇの濃度の高い領域が偏在すると、当該領域とその周囲との濃度差により、陽極酸化処理後の陽極酸化皮膜に模様を呈するようになる。これは陽極酸化皮膜にＭｇが固溶状態で取り込まれることに起因すると考えられる。従って、高濃度領域が帯状であると、筋模様として見えることになる。
　固溶状態の包晶元素及びＭｇの濃度については、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、１～５μｍ径の電子線を照射して発生する蛍光Ｘ線から測定する点分析を行う。これにより、板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における各濃度を求める。
　好ましい包晶元素としては、Ｔｉ及びＣｒが挙げられる。
Ｔｉ：０．００１％～０．１％
　Ｔｉは鋳造組織の粗大化を抑制するよう機能する。好ましい含有量は０．００１％～０．１％である。Ｔｉの含有量が０．００１％以上である場合、鋳造組織の粗大化を抑制する効果が、際立って大きくなり得る。０．１％以下である場合、粗大な金属間化合物の生成が抑制され、陽極酸化処理後に板断面で現れる筋模様が際立って見えにくくなり得る。０．００１％未満では鋳造組織の粗大化を抑制する機能が場合によっては充分ではなくなる可能性がある。０．１％を超えると、粗大な金属間化合物が生成して、陽極酸化処理後に金属間化合物を原因とした筋模様が発生する場合がある。
Ｃｒ：０．０００１％～０．４％
　Ｃｒはアルミニウム合金板の強度を高め、結晶粒を微細化するよう機能する。好ましい含有量は０．０００１％～０．４％である。Ｃｒの含有量が０．０００１％以上である場合、アルミニウム合金板の強度を高める効果及び結晶粒を微細化する効果の少なくとも何れかが際立って大きくなり得る。０．４％以下である場合、粗大な金属間化合物の生成が抑制され、陽極酸化処理後に板断面で現れる筋模様が際立って見えにくくなり得る。０．０００１％未満では純度の高い地金を使用する必要が生じる場合がある。この場合、高コスト化につながる可能性があり、工業用材料として現実的でない。したがって、アルミニウム合金板の強度を高める効果、結晶粒を微細化させる効果を十分に得るためには、含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。また、０．４％を超えると粗大な金属間化合物が生成して、陽極酸化処理後に金属間化合物を原因とした筋模様が発生する場合がある。
　包晶元素以外の添加元素について説明する。
Ｍｇ：１．０％～６．０％
　Ｍｇはアルミニウム合金板の強度を高めるよう機能する。好ましい含有量は１．０％～６．０％である。Ｍｇの含有量が１．０％以上である場合、アルミニウム合金板の強度を高める効果が大きくなり得、６．０％以下である場合、良好な圧延性が得られ得る。１．０％未満では強度を高める効果が場合によっては十分に得られない可能性がある。６．０％を超えると場合によっては熱間圧延時に割れが発生し易くなり、圧延が困難になる場合がある。
Ｃｕ：０．５％以下
　Ｃｕはアルミニウム合金板の強度を高め、陽極酸化処理後の皮膜全体の色調を均質にするよう機能する。好ましい含有量は０．５％以下である。Ｃｕの含有量が０．５％以下である場合、陽極酸化処理後に板断面で現れる筋模様が際立って見えにくくなり得、陽極酸化処理後の皮膜全体の色調が際立って均質になり得る。０．５％を超えるとＡｌ－Ｃｕ系の析出物を形成し、金属間化合物を原因とした筋模様や皮膜の混濁が発生する場合がある。
　なお、ここでの「０．５％以下」とは、０％を含まない。すなわち、０％を超え０．５％以下であることを意味する。以下に説明するＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉも同様である。
Ｍｎ：０．５％以下
　Ｍｎはアルミニウム合金板の強度を高め、結晶粒を微細化するよう機能する。好ましい含有量は０．５％以下である。Ｍｎの含有量が０．５％以下である場合、陽極酸化処理後、板断面に現れる筋模様が際立って見えにくくなり得、陽極酸化処理後の皮膜全体の色調が際立って均質になり得る。０．５％を超えるとＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の晶出物や析出物を形成し、金属間化合物を原因とした筋模様や皮膜の混濁が発生する場合がある。
Ｆｅ：０．４％以下
　Ｆｅはアルミニウム合金板の強度を高め、結晶粒を微細化するよう機能する。好ましい含有量は０．４％以下である。Ｆeの含有量が０．４％以下である場合、陽極酸化処理後、板断面に現れる筋模様が際立って見えにくくなり得、陽極酸化処理後の皮膜全体の色調が際立って均質になり得る。０．４％を超えるとＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ系の晶出物や析出物を形成し、金属間化合物を原因とした筋模様や皮膜の混濁が発生する場合がある。
Ｓｉ：０．３％以下
　Ｓｉはアルミニウム合金板の強度を高め、結晶粒を微細化するよう機能する。好ましい含有量は０．３％以下である。Ｓｉの含有量が０．３％以下である場合、陽極酸化処理後、板断面に現れる筋模様が際立って見えにくくなり得、陽極酸化処理後の皮膜全体の色調が際立って均質になり得る。０．３％を超えるとＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の晶出物やＭｇ－Ｓｉ系の析出物を形成し、金属間化合物を原因とした筋模様や皮膜の混濁が発生する場合がある。
　なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｚｎ等の元素が含有されていてもよい。不可避的不純物の好ましい含有量は０．２５％以下である。
　以下、本実施形態のアルミニウム合金板の製造方法について説明する。本実施形態のアルミニウム合金板は、通常のＤＣ鋳造により造塊された鋳塊に対し、常法により均質化処理、熱間圧延、冷間圧延を施して製造される。好ましい手法としては、鋳造時、鋳型内の溶湯において流れを発生させて造塊することが考えられる。これにより、鋳型内で発生する化学成分の偏りを効果的に抑制し得る。鋳型内の溶湯において流れを発生させる手法としては、撹拌翼を用いた機械式撹拌、渦電流を利用した電磁撹拌、ローレンツ力を利用した磁力撹拌、超音波を利用した超音波撹拌などが考えられる。
　いずれの撹拌方法においても、好ましい溶湯の流速は０．１～５ｍ／ｓの範囲である。溶湯の流速が０．１～５ｍ／ｓの範囲においては、化学成分の偏りを抑制する効果が特に大きくなり得る。溶湯の流速が低すぎると（溶湯の流速が０．１ｍ／ｓより低い範囲では）、鋳型内で発生する化学成分の偏りを抑制する効果が場合によっては小さくなる可能性がある。溶湯の流速が大きすぎると（溶湯の流速が５ｍ／ｓより大きい範囲では）、場合によっては溶湯表面で生成された酸化膜が溶湯内に巻き込まれてしまう可能性がある。
　溶湯の流速は、溶湯温度（溶湯の粘度）及び撹拌条件を調整することによって制御しても良い。例えば、溶湯温度が高いほど溶湯の粘度は低下し得る一方、溶湯温度が低いほど溶湯の粘度は大きくなり得る。このため、本実施形態においては、所望の流速を得るために溶湯温度（溶湯の粘度）を検出してその検出値に基き溶湯温度（溶湯の粘度）を制御しても良い。なお、溶湯の粘度は、溶湯の化学成分に応じて異なり得る。例えば、化学成分が異なると同じ溶湯温度においても粘度が異なり得るため、化学成分に合わせた最適な溶湯温度を設定する必要がある。
　攪拌条件としては、機械式攪拌の場合、一例では、攪拌翼の回転速度、攪拌翼の枚数又は形状、等を挙げることができる。電磁攪拌や磁力攪拌では、一例では、発生させる磁界の強さ等を攪拌条件として挙げることができる。超音波攪拌では、一例では、音波の振動数、強度（音圧）等を攪拌条件として挙げることができる。
　前述の攪拌の手法（換言すれば、鋳型内の溶湯の流速を制御する手法）により、鋳塊の断面において、化学成分が均一な鋳塊を得ることができる。その結果、得られた鋳塊を用いて製造された板の断面においても化学成分が均一となる。即ち、前述の攪拌の手法を用いることにより、本実施形態の性状を有するアルミニウム合金板の製造を達成することができる。つまり、本実施形態では、所望の性状を有するアルミニウム合金板を得るために前述の攪拌の手法を用いている。
　得られたアルミニウム合金板について、前記のように、ＥＰＭＡを用いて電子線を照射して発生する蛍光Ｘ線から濃度を測定する点分析を行う。これにより、板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における包晶元素及びＭｇの濃度を求める。そして、前記本実施形態の性状を有するアルミニウム合金板が得られていることを確認し、陽極酸化処理に供する。
　以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
実施例１、比較例１
　表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊し、厚さ４８０ｍｍ×幅１５００ｍｍの断面寸法の鋳塊を作製した。なお、鋳造において、撹拌翼を用いて鋳型内の溶湯を撹拌しながら造塊した場合及び撹拌せずに造塊した場合の２条件で鋳造を行った。
　得られた鋳塊を５５０℃の温度で１０ｈ均質化処理した後、室温まで冷却した。圧延の上下面及び側面に相当する部分を各２０ｍｍ面削した後、４７０℃の温度まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ８．０ｍｍまで圧延した。熱間圧延の終了温度は３００℃とした。続いて、４．０ｍｍまで冷間圧延を行い、ついで、３５０℃の温度で１ｈの軟化処理を行った。得られたアルミニウム合金板（試験材）の合金組成、造塊条件を表２に示す。
　得られた試験材の幅中央部から幅２０ｍｍのサンプルを切出して、樹脂埋め、研磨を行い、圧延方向と直角をなす方向の断面を現出し、ＥＰＭＡを用いて、板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における固溶状態の包晶元素の濃度（固溶Ｔｉ濃度＋固溶Ｃｒ濃度）及び固溶状態のＭｇの濃度を求めた。結果をそれぞれ表３、表５に示す。
　また、得られたアルミニウム合金板の幅中央部から、幅４００ｍｍ×長さ５０ｍｍのサンプルを切出して、フライスにより端面を切削加工し、圧延方向と直角をなす方向の断面をショットブラストにより粗面化仕上げした後、燐酸及び硫酸による化学研磨を行い、その後、硫酸溶液による陽極酸化処理を行って、前記断面に１０μｍ厚さの陽極酸化皮膜を形成した。
　得られた陽極酸化処理材について、前記断面の板厚中央部における帯状筋模様の有無（発生の有無）を目視で確認した。また、得られた陽極酸化処理材について、前記断面の板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における固溶状態の包晶元素の濃度（固溶Ｔｉ濃度＋固溶Ｃｒ濃度）及び固溶状態のＭｇの濃度を求めた。結果をそれぞれ表４、表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 　鋳造時、撹拌翼を用いて鋳型内の溶湯を撹拌しながら造塊することにより得られた鋳塊を用いて製造された試験材１１～１４は、表３に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０４％以下であり、かつ、表５に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．４％以下であった。
　そして、試験材１１～１４においては、表４、表６に示すように、陽極酸化処理後の前記断面の板厚中央部には帯状筋模様が発生せず、試験材１１～１４は優れた表面品質を有していた。
　また、試験材１１～１４は、表４に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０２％以下であり、かつ、表６に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０８％以下であった。
　これに対して、鋳造時、鋳型内の溶湯を撹拌せず、常法に従って造塊することにより得られた鋳塊を用いて製造された試験材１５～１８は、表３、表５に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０４％以下であるという条件、及び陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．４％以下であるという条件の少なくとも一方を満たしていなかった。
　そして、試験材１５～１８においては、表４、表６に示すように、陽極酸化処理後の前記断面の板厚中央部には帯状筋模様が発生し、試験材１５～１８は表面品質が劣っていた。
　また、試験材１５～１８のなかには、表４に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０２％を超えている試験材や、表６に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０８％を超えている試験材があった。
　実施例１、比較例１は、圧延方向と直角をなす方向の断面についての効果を実証したものであるが、圧延方向に平行な方向の断面について、実施例１、比較例１と同じ試験、評価を行ったところ、同様の結果が得られた。
実施例２、比較例２
　表７に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊し、厚さ５００ｍｍ×幅１５００ｍｍの断面寸法の鋳塊を作製した。なお、鋳造において、撹拌翼を用いて鋳型内の溶湯を撹拌しながら造塊した場合及び撹拌せずに造塊した場合の２条件で鋳造を行った。
　得られた鋳塊を５２５℃の温度で１２ｈ均質化処理した後、室温まで冷却した。圧延の上下面及び側面に相当する部分を各２０ｍｍ面削した後、４８０℃の温度まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ６．０ｍｍまで圧延した。熱間圧延の終了温度は３００℃とした。続いて、３．０ｍｍまで冷間圧延を行い、ついで、３６０℃の温度で１ｈの軟化処理を行った。得られたアルミニウム合金板（試験材）の合金組成、造塊条件、圧延方向に平行な方向の引張強さを表８に示す。試験材５は、熱間圧延時に割れが生じたため、冷間圧延以降の工程を行うことができなかった。
　得られた試験材の幅中央部から幅２０ｍｍのサンプルを切出して、樹脂埋め、研磨を行い、圧延方向と直角をなす方向の断面を現出し、ＥＰＭＡを用いて、板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における固溶状態の包晶元素の濃度（固溶Ｔｉ濃度＋固溶Ｃｒ濃度）及び固溶状態のＭｇの濃度を求めた。結果をそれぞれ表９、表１１に示す。
　また、得られたアルミニウム合金板の幅中央部から、幅４００ｍｍ×長さ５０ｍｍのサンプルを切出して、フライスにより端面を切削加工し、圧延方向と直角をなす方向の断面をショットブラストにより粗面化仕上げした後、燐酸及び硫酸による化学研磨を行い、その後、硫酸溶液による陽極酸化処理を行って、前記断面に１０μｍ厚さの陽極酸化皮膜を形成した。
　得られた陽極酸化処理材について、前記断面の板厚中央部における帯状筋模様の有無（発生の有無）を目視で確認した。また、得られた陽極酸化処理材について、前記断面の板厚中央部、板厚１／４部、板厚表層部における固溶状態の包晶元素の濃度（固溶Ｔｉ濃度＋固溶Ｃｒ濃度）及び固溶状態のＭｇの濃度を求めた。結果をそれぞれ表１０、表１２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
 　鋳造時、撹拌翼を用いて鋳型内の溶湯を撹拌しながら造塊することにより得られた鋳塊を用いて製造された試験材２１～２３は、表９に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０４％以下であり、かつ、表１１に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．４％以下であった。
　そして、試験材２１～２３においては、表１０、表１２に示すように、陽極酸化処理後の前記断面の板厚中央部には帯状筋模様が発生せず、試験材２１～２３は優れた表面品質を有していた。
　また、試験材２１～２３は、表１０に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０２％以下であり、かつ、表１２に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差がいずれも０．０８％以下であった。
　本発明の１側面にかかる成分範囲からはずれる試験材２４、２５において、表８に示すように、試験材２４は自動車用内装部品や家電用外板へアルミニウム合金板を適用するために必要な引張強さ１２５ＭＰａ以上を満たさない。また、試験材２５はＭｇ添加量が６％を超えているため熱間圧延時に割れが生じた。従って試験材２４、２５については、表９以降の評価は行っていない。
　本発明の１側面にかかる成分範囲内ではあるが、鋳造時、鋳型内の溶湯を撹拌せず、常法に従って造塊することにより得られた鋳塊を用いて製造された試験材２６～２８は、表９、表１１に示すように、陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．０４％以下であるという条件、及び陽極酸化処理前のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、及び板厚中央部と板厚表層部の濃度の差が０．４％以下であるという条件の少なくとも一方を満たしていなかった。
　そして、試験材２１～２３においては、表１０、表１２に示すように、陽極酸化処理後の前記断面の板厚中央部には帯状筋模様が発生し、試験材２１～２３は表面品質が劣っていた。
　また、試験材２６～２８のなかには、表１０に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態の包晶元素の濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差はいずれも０．０２％を超えていないが、表１２に示すように、陽極酸化処理後のサンプルについて板厚方向における固溶状態のＭｇの濃度の測定結果において、板厚中央部と板厚１／４部の濃度の差、板厚中央部と板厚表層部の濃度の差はいずれも０．０８％を超えている試験材があった。
　実施例２、比較例２は、圧延方向と直角をなす方向の断面についての効果を実証したものであるが、圧延方向に平行な方向の断面について、実施例２、比較例２と同じ試験、評価を行ったところ、同様の結果が得られた。

Claims (5)

  1. 　少なくとも板厚方向の断面部分である板断面に陽極酸化処理被膜が形成されるアルミニウム合金板において、
    　該アルミニウム合金板は、少なくとも、アルミニウムに対して包晶反応を示す元素である包晶元素及びアルミニウムに対して共晶反応を示すＭｇを含有し、
    　前記アルミニウム合金板の板厚をｔ（ｍｍ）、ｔ／２部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚中央部、ｔ／４部分を基準として±０．０１×ｔ（ｍｍ）の範囲を板厚１／４部、最表層部分から板厚方向に０．０２×ｔ（ｍｍ）までの範囲を板厚表層部とした場合、
    　前記アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の前記包晶元素の濃度において、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．０４％（質量％、以下同じ）以下であり、
    　かつ、前記アルミニウム合金板の板厚方向における固溶状態の前記Ｍｇの濃度において、前記板厚中央部と前記板厚１／４部の濃度の差及び前記板厚中央部と前記板厚表層部の濃度の差が０．４％以下であることを特徴とするアルミニウム合金板。
  2. 　前記包晶元素として、Ｔｉ：０．００１％～０．１％、Ｃｒ：０．０００１％～０．４％のうち１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金板。
  3. 　前記Ｍｇ：１．０％～６．０％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金板。
  4. 　前記包晶元素及び前記Ｍｇと共に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｓｉ：０．３％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板。
  5. 　前記アルミニウム合金板の板厚が０．３ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013237926A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 陽極酸化処理後の表面品質に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
JP2014051734A (ja) * 2012-08-08 2014-03-20 Uacj Corp 陽極酸化処理後の表面品質に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
WO2017164085A1 (ja) * 2016-03-22 2017-09-28 株式会社神戸製鋼所 成形用アルミニウム合金板
JP2021508358A (ja) * 2017-12-21 2021-03-04 ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． 改善された接合耐久性を示す、および／またはリン含有表面を有するアルミニウム合金製品、ならびにその作製方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230049121A (ko) * 2020-09-24 2023-04-12 노벨리스 인크. 경사 기능 알루미늄 합금 생성물 및 제조 방법
FR3116835B1 (fr) 2020-11-27 2023-04-14 Constellium Rolled Products Singen Tôle mince en alliage d’aluminium à grande ductilité

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143602A (ja) * 1995-11-15 1997-06-03 Nippon Light Metal Co Ltd 陽極酸化皮膜が無彩色な淡灰色に発色するアルミニウム合金板
JP2000273563A (ja) 1999-03-18 2000-10-03 Sky Alum Co Ltd 陽極酸化処理後の色調が灰色で安定なアルミニウム合金圧延板およびその製造方法
JP2001040444A (ja) 1999-05-25 2001-02-13 Nippon Light Metal Co Ltd 精密加工用アルミニウム合金板材およびその製造方法
JP2005186119A (ja) * 2003-12-26 2005-07-14 Nippon Light Metal Co Ltd アルミニウム用竪型連続鋳造装置
JP2006052436A (ja) 2004-08-11 2006-02-23 Furukawa Sky Kk アルマイト処理用アルミニウム合金熱間仕上げ厚板及びそれを用いたアルミニウム合金部品の製造方法
JP2009256782A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Kobe Steel Ltd アルミニウム合金厚板およびその製造方法
JP2011179094A (ja) * 2010-03-03 2011-09-15 Nippon Light Metal Co Ltd アルミニウム合金板およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2520554C3 (de) 1975-05-09 1982-08-19 Vereinigte Aluminium-Werke Ag, 5300 Bonn Verfahren zur Herstellung von gleichmäßig grau gefärbten Aluminiumblechen
JPS5918469B2 (ja) * 1980-08-21 1984-04-27 株式会社神戸製鋼所 光輝アルマイト性及び強度に優れたアルミニウム合金板の製造方法
US4715901A (en) * 1983-09-19 1987-12-29 Aluminum Company Of America Architectural product
EP2034035B2 (en) 2006-05-18 2022-09-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Process for producing aluminum alloy plate
US20080289731A1 (en) * 2007-05-24 2008-11-27 Akio Uesugi Method of producing aluminum alloy sheet for lithographic printing plate
JP5210103B2 (ja) * 2007-09-28 2013-06-12 富士フイルム株式会社 平版印刷版用アルミニウム合金板およびその製造方法
CN101773992A (zh) * 2009-01-08 2010-07-14 苏州有色金属研究院有限公司 铝合金扁锭电磁搅拌低液位铸造方法
CN102051562A (zh) * 2009-11-03 2011-05-11 北京有色金属研究总院 一种铝合金的均匀化工艺方法
CN102266924A (zh) 2011-07-09 2011-12-07 中国铝业股份有限公司 一种生产5005铝塑带材坯料的连续铸轧工艺
EP2653577B2 (en) * 2012-04-20 2023-02-15 UACJ Corporation Method for producing an aluminum alloy sheet that exhibits excellent surface quality after anodizing

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143602A (ja) * 1995-11-15 1997-06-03 Nippon Light Metal Co Ltd 陽極酸化皮膜が無彩色な淡灰色に発色するアルミニウム合金板
JP2000273563A (ja) 1999-03-18 2000-10-03 Sky Alum Co Ltd 陽極酸化処理後の色調が灰色で安定なアルミニウム合金圧延板およびその製造方法
JP2001040444A (ja) 1999-05-25 2001-02-13 Nippon Light Metal Co Ltd 精密加工用アルミニウム合金板材およびその製造方法
JP2005186119A (ja) * 2003-12-26 2005-07-14 Nippon Light Metal Co Ltd アルミニウム用竪型連続鋳造装置
JP2006052436A (ja) 2004-08-11 2006-02-23 Furukawa Sky Kk アルマイト処理用アルミニウム合金熱間仕上げ厚板及びそれを用いたアルミニウム合金部品の製造方法
JP2009256782A (ja) * 2008-03-28 2009-11-05 Kobe Steel Ltd アルミニウム合金厚板およびその製造方法
JP2011179094A (ja) * 2010-03-03 2011-09-15 Nippon Light Metal Co Ltd アルミニウム合金板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2862952A4

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013237926A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 陽極酸化処理後の表面品質に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
JP2014051734A (ja) * 2012-08-08 2014-03-20 Uacj Corp 陽極酸化処理後の表面品質に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法
WO2017164085A1 (ja) * 2016-03-22 2017-09-28 株式会社神戸製鋼所 成形用アルミニウム合金板
JP6230142B1 (ja) * 2016-03-22 2017-11-15 株式会社神戸製鋼所 成形用アルミニウム合金板
JP2018090890A (ja) * 2016-03-22 2018-06-14 株式会社神戸製鋼所 成形用アルミニウム合金板
JP2021508358A (ja) * 2017-12-21 2021-03-04 ノベリス・インコーポレイテッドＮｏｖｅｌｉｓ Ｉｎｃ． 改善された接合耐久性を示す、および／またはリン含有表面を有するアルミニウム合金製品、ならびにその作製方法
JP7191106B2 (ja) 2017-12-21 2022-12-16 ノベリス・インコーポレイテッド 改善された接合耐久性を示す、および／またはリン含有表面を有するアルミニウム合金製品、ならびにその作製方法
US11649529B2 (en) 2017-12-21 2023-05-16 Novelis Inc. Aluminum alloy products exhibiting improved bond durability and methods of making the same

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JP5678213B2 (ja) 2015-02-25

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