WO2015020054A1 - 導電用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

導電用アルミニウム合金板およびその製造方法 Download PDF

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WO2015020054A1
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mass
aluminum alloy
less
heat treatment
alloy plate
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PCT/JP2014/070624
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大輔 金田
小林　一徳
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株式会社神戸製鋼所
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention electrically connects between electric devices (batteries, inverters, motors, etc.) mounted on various electric transportation devices using electricity as a power source such as an electric vehicle or between components inside the electric device.
  • the present invention relates to a conductive aluminum alloy plate used for electrical connection parts such as a bus bar to be connected and a method for manufacturing the same.
  • Various electric devices such as a battery group, an inverter, and a motor are mounted on various electric transport devices (hybrid vehicle, fuel cell vehicle, electric locomotive, etc.) that use electricity as a power source including an electric vehicle.
  • electric transport devices hybrid vehicle, fuel cell vehicle, electric locomotive, etc.
  • an electric connecting component called a bus bar is used.
  • the connecting portion 1a (see FIG. 1) of the bus bar 1 is deformed by heat generated during energization, so that the tightening torque of the connecting tool is reduced and the connecting tool is loosened. There will be a situation where it will go off and off. Accordingly, the bus bar 1 needs to have high stress relaxation characteristics. Further, in order to satisfy the demand for space saving (miniaturization) of electrical equipment, the bus bar 1 is often designed in a shape having a curved portion with a small bending radius (R). Therefore, the bus bar 1 needs to be excellent in bending workability. In addition, since the bus bar 1 must conduct electricity, it is naturally necessary to have excellent conductivity.
  • Patent Document 1 discloses an aluminum alloy for an electrical connection component in which the component composition is specified and the conductivity and tempering conditions are specified. Patent Document 1 describes that the aluminum alloy has excellent conductivity and excellent creep resistance.
  • Patent Document 2 discloses a technique related to an aluminum alloy plate for a heat radiating component rather than a conductive component used for an electrical connection component. A homogenized heat treatment and hot rolling under predetermined conditions are applied to an ingot having a specified component composition. A method for producing an aluminum alloy sheet that is subjected to cold rolling and final annealing is disclosed. And in patent document 2, it describes that the aluminum alloy plate manufactured with the said manufacturing method has the bending workability requested
  • Patent Documents 3 and 4 describe the technique relating to aluminum alloy plates for automobile panels, not for electrical connection used in electrical connection parts, but bending workability of Al—Mg—Si based alloys (JIS 6000 based Al alloys).
  • the orientation difference is 20 ° or less with respect to the technique (Patent Document 3) in which the texture is controlled and the Cube orientation distribution density is set to a predetermined value, or the total grain boundary length between all crystal grains.
  • Patent Document 4 A technique for specifying the grain boundary length between crystal grains (Patent Document 4) is disclosed.
  • Patent Document 1 is a technique that focuses on the improvement of creep resistance, it does not consider stress relaxation characteristics and bending workability at all (see paragraph 0010 and the like of Patent Document 1). ) In particular, the bending workability required for electrical connection parts could not be satisfied. Therefore, when the technique disclosed in Patent Document 1 is applied to an electrical connection component, a bending crack may occur on the surface during molding.
  • Patent Document 2 is a technique that focuses on the improvement of bending workability, it is a technique that does not consider stress relaxation characteristics at all (see paragraph 0001 and the like in Patent Document 2). Naturally, the stress relaxation characteristics required for the electrical connection parts could not be satisfied. Therefore, when the technique disclosed in Patent Document 2 is applied to an electrical connection component, the coupling portion 1a (see FIG. 1) of the bus bar 1 (electrical connection component 1) is deformed due to heat generation during energization, so that the coupling portion 1a. May come off the part.
  • Patent Documents 3 and 4 are similar to Patent Document 2 in that bending workability is considered, but stress relaxation characteristics are not considered at all, and are used for electrical connection parts. It is a technology for automobile panels, not for electrical conduction. Therefore, the techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4 cannot satisfy the stress relaxation characteristics required for the connecting parts.
  • an object of the present invention is to provide a conductive aluminum alloy plate that is excellent in stress relaxation characteristics and bending workability while maintaining conductivity, and a method for manufacturing the same.
  • the inventors of the present invention have an average crystal grain size in the rolling direction on the plate surface of the conductive aluminum alloy plate, the number of intermetallic compounds, component composition, etc., stress relaxation characteristics, bending workability, The present invention was created by finding that it has a great influence on conductivity.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention contains aluminum of Si: 0.3 to 1.5% by mass, Mg: 0.3 to 1.0% by mass, with the balance being Al and inevitable impurities. It is composed of an alloy, and the average crystal grain size in the rolling direction on the plate surface is 150 ⁇ m or less, and the intermetallic compound having a maximum length exceeding 3 ⁇ m is 1500 pieces / mm 2 or less on the plate surface.
  • this aluminum alloy plate for electrical conduction since the contents of Si and Mg are specified within a predetermined range, stress relaxation characteristics can be improved, and bending workability and electrical connection parts are required. Conductivity can also be secured. Moreover, since the average crystal grain size in the rolling direction and the number of large intermetallic compounds on the plate surface are specified to be equal to or less than a predetermined value, bending workability can be improved.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention may contain at least one of Cu: 0.10% by mass or less, Fe: 0.50% by mass or less, and Ti: 0.10% by mass or less. Good.
  • this conductive aluminum alloy plate since the contents of Cu, Fe, and Ti are regulated to a predetermined value or less, the effect of improving the stress relaxation property is ensured while ensuring the effect of improving the bending workability. Furthermore, it can be ensured.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention has at least Mn: 0.10% by mass or less, Cr: 0.10% by mass or less, Zn: 0.10% by mass, Zr: 0.10% by mass or less. You may contain 1 type.
  • the method for producing a conductive aluminum alloy plate according to the present invention contains Si: 0.3 to 1.5 mass%, Mg: 0.3 to 1.0 mass%, and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • a hot rolling step in which the ingot is subjected to rolling consisting of a plurality of passes having an end temperature of the final rolling pass of 300 to 360 ° C., and a solution heat treatment step in which a solution heat treatment is performed at 500 to 570 ° C. for 100 seconds or less. Are performed in order.
  • the component composition of the aluminum alloy to be used is specified, and the conditions for the homogenization heat treatment, hot rolling and solution heat treatment are specified, and the production method is used.
  • the average crystal grain size and the number of large intermetallic compounds on the surface of the conductive aluminum alloy plate can be set to a predetermined value or less.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy plate for electroconductivity which concerns on this invention may also include the artificial aging treatment process which performs an artificial aging treatment after the last process among the said each process.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy plate for electroconductivity which concerns on this invention is the said aluminum alloy at least among Cu: 0.10 mass% or less, Fe: 0.50 mass% or less, Ti: 0.10 mass% or less. You may contain 1 type.
  • the aluminum alloy contains Mn: 0.10% by mass or less, Cr: 0.10% by mass or less, Zn: 0.10% by mass, Zr: 0. .At least one of 10% by mass or less may be contained.
  • the content of Cu, Fe, Ti and the content of Mn, Cr, Zn, Zr of the aluminum alloy to be used are regulated to a predetermined value or less, and the production is performed.
  • the effect of improving the stress relaxation property can be further ensured while ensuring the effect of improving the bending workability of the conductive aluminum alloy plate produced by the method.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention specifies the content of Si and Mg within a predetermined range, and specifies the average crystal grain size of the plate surface and the number of large intermetallic compounds below a predetermined value. Therefore, since it is excellent in stress relaxation characteristics and bending workability while maintaining conductivity, it can be suitably used as an electrical connection component.
  • the composition of the aluminum alloy to be used is specified, and the conditions for the homogenization heat treatment, hot rolling and solution heat treatment are specified. It is possible to produce a conductive aluminum alloy plate that is excellent in stress relaxation characteristics and bending workability while maintaining its properties.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention (hereinafter referred to as “aluminum alloy plate” as appropriate) is made of an aluminum alloy containing a predetermined amount of Si and Mg, the balance being Al and inevitable impurities, and the plate surface.
  • the average crystal grain size and the number of large intermetallic compounds are not more than a predetermined value.
  • the contents of Cu, Fe, and Ti are preferably not more than a predetermined value.
  • the contents of Mn, Cr, Zn, and Zr are preferably not more than a predetermined value.
  • Si forms aging precipitates together with Mg during the artificial aging treatment after solution heat treatment. Since Si inhibits the movement of dislocations in a high-temperature environment and improves stress relaxation characteristics, Si is an essential element for the conductive aluminum alloy plate according to the present invention. If the Si content is less than 0.3% by mass, desired stress relaxation characteristics cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5% by mass, coarse crystallized substances and precipitates are formed, and particularly bending workability is deteriorated or conductivity is deteriorated. Therefore, the Si content is 0.3 to 1.5% by mass.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.4% by mass, more preferably 0.5% by mass. %, The upper limit of the Si content is preferably 1.3% by mass.
  • Mg forms an aging precipitate during the artificial aging treatment after solution heat treatment with Si.
  • Mg is an essential element for the conductive aluminum alloy sheet according to the present invention, because Mg inhibits the movement of dislocations in a high temperature environment and thereby improves stress relaxation characteristics. If the Mg content is less than 0.3% by mass, desired stress relaxation characteristics cannot be obtained. On the other hand, when the Mg content exceeds 1.0% by mass, coarse crystallized substances and precipitates are formed, and bending workability is particularly deteriorated. Therefore, the Mg content is 0.3 to 1.0 mass%. In order to ensure the effect of improving the bending workability and the stress relaxation property, the lower limit of the Mg content is preferably 0.5% by mass, and the upper limit of the Mg content is preferably 0.00. 8% by mass.
  • Cu, Fe, Ti, or the like may be contained within a range that does not hinder the effects of the present invention.
  • Cu may be regulated to 0.10% by mass or less, Fe: 0.50% by mass or less, and Ti: 0.10% by mass or less. The reason is that if the Cu content exceeds 0.10% by mass, the bending workability deteriorates. Moreover, it is because bending workability or corrosion resistance will fall when content of Fe exceeds 0.50 mass%. Moreover, it is because electroconductivity will fall when content of Ti exceeds 0.10 mass%.
  • Cu, Fe, and Ti are contained to some extent in scrap and recycled metal (for example, scraps of aluminum alloy material for clad materials such as brazing sheets).
  • Gold can be blended to such an extent that the content of Cu, Fe, and Ti in the aluminum alloy plate is not more than the above range (or less), and the raw material cost can be reduced.
  • unavoidable impurities elements other than Cu, Fe, and Ti (for example, Cr, Zn, Zr, V, Ni, Sn, In, Mn, Ga, etc.) are 0 to the extent that the effects of the present invention are not hindered. .10% by mass or less, preferably 0.05% by mass or less.
  • Cr, Zn, Zr, V, Ni, Sn, In, Mn, Ga, etc. are inevitable impurities unless the above-described predetermined content is exceeded.
  • the effect of the present invention is not hindered not only when it is contained but also when it is actively added.
  • the content of each element listed as an inevitable impurity may be 0% by mass.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention has an average crystal grain size in the rolling direction on the plate surface of 150 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size in the rolling direction is 150 ⁇ m or less, the bending workability can be improved, and the surface quality during bending can be improved.
  • the average crystal grain size in the rolling direction exceeds 150 ⁇ m, the possibility of rough skin and cracks on the surface during bending increases.
  • the average crystal grain size in the rolling direction is preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 50 ⁇ m or less in order to ensure the effect of improving the bending workability.
  • the average crystal grain size in the rolling direction is preferably 10 ⁇ m or more because manufacturing conditions become stricter and productivity is lowered when trying to make it excessively small.
  • the average crystal grain size in the rolling direction can be measured by the following method.
  • the surface of the aluminum alloy plate is mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm, electrolytically etched, washed with water and dried, and then photographed at 100 times with an optical microscope. And the value of an average crystal grain diameter is computed from this micrograph using the intercept method in the rolling direction.
  • one measurement line length is 0.95 mm
  • the total measurement line length is 0.95 ⁇ 15 mm by observing a total of five fields per three fields. .
  • the average grain size in the rolling direction is achieved by controlling the hot rolling start temperature, rolling end temperature, etc. in the production process of the aluminum alloy sheet.
  • the intermetallic compound having a maximum length exceeding 3 ⁇ m is 1500 / mm 2 or less on the plate surface.
  • the intermetallic compounds are specifically Al—Fe—Si and Mg—Si intermetallic compounds.
  • the Al—Fe—Si intermetallic compound is a concept including Al—Fe, Al—Fe—Si, Al—Mn—Fe, and Al—Mn—Fe—Si intermetallic compounds. It is.
  • the maximum length is the largest diameter that each intermetallic compound exhibits on the plate surface.
  • the intermetallic compound having a maximum length exceeding 3 ⁇ m is 1500 / mm 2 or less on the plate surface, the effect of improving the bending workability can be ensured.
  • the number of intermetallic compounds exceeds 1500 / mm 2 , the possibility of rough skin and cracks occurring on the surface during bending is increased.
  • the number of intermetallic compounds is preferably 1000 / mm 2 or less, more preferably 500 / mm 2 or less in order to ensure the effect of improving the bending workability.
  • the number of intermetallic compounds is preferably 200 / mm 2 or more because manufacturing conditions become severe and productivity decreases when trying to reduce the number of intermetallic compounds excessively.
  • the number of intermetallic compounds can be measured by cutting a measurement piece from an aluminum alloy plate, polishing the plate surface, and observing it at about 500 times.
  • the number of intermetallic compounds having a maximum length exceeding 3 ⁇ m is achieved by the Si content in the aluminum alloy sheet, the Mg content, and the hot rolling conditions in the manufacturing process of the aluminum alloy sheet.
  • the conductivity of the conductive aluminum alloy plate according to the present invention is preferably 45.0% IACS or more.
  • the electrical conductivity is 45.0% IACS or more, the electrical conductivity as an electrical connection component can be ensured.
  • the electrical resistance is high, that is, the conductivity is less than 45.0% IACS, it is necessary to increase the cross-sectional area of the electrical connection component in order to pass a desired current, leading to an increase in the component weight.
  • the conductivity is preferably as high as possible, preferably 47.0% IACS or more, and more preferably 50.0% IACS or more.
  • the adjustment of the electrical conductivity is achieved by controlling the Si content, the Mg content, the homogenization heat treatment condition, the solution heat treatment condition, and the artificial aging treatment condition in the production process of the aluminum alloy sheet. Note that if the conductivity is too high, that is, the stress relaxation characteristics tend to be reduced due to excessive decrease in the amount of solid solution and coarsening of precipitates, the conductivity is preferably 60% IACS or less.
  • the yield strength (0.2% yield strength) of the conductive aluminum alloy plate according to the present invention is preferably 130 MPa or more.
  • the yield strength is preferably 175 MPa or more, and more preferably 180 MPa or more.
  • the adjustment of the proof stress is achieved by the Si content, the Mg content, the homogenization heat treatment condition, the solution treatment condition and the artificial aging treatment condition in the production process of the aluminum alloy sheet.
  • the term “for conductive use” indicates a use for electrically connecting a plurality of members, and the conductive aluminum alloy plate according to the present invention is an alloy plate for this use.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention is an alloy plate used for an electrical connection component (particularly, an electrical connection component in which a plate-shaped alloy plate is bent).
  • the electrical connection parts here are specifically between various electrical devices such as battery groups, inverters, motors, and the like, which are mounted on various electric transportation devices that use electricity as a power source. This is a bus bar that electrically connects the parts.
  • the electrical connection component is also a component required to bond a member such as a bonding wire to the surface.
  • an electrical connection component is not specifically limited about a shape, while it has predetermined thickness, it is a component which exhibits plate shape and square material shape.
  • the electrical connection component is a component having a shape as shown in FIG.
  • the electrical connection component made of aluminum alloy since aluminum has a lower electrical conductivity than copper, in order to ensure conductive performance, the electrical connection component made of aluminum alloy must have a larger cross-sectional area than the electrical connection component made of copper.
  • the plate thickness increases.
  • the plate thickness is increased, the amount of deformation on the bending surface increases, so that there is a problem of occurrence of bending cracks during bending in electrical connection parts made of aluminum alloys. The problem that the bending workability must be improved clearly appears.
  • the conductive aluminum alloy plate according to the present invention is preferably applied to an electrical connection component having a thickness of 0.2 mm or more, more preferably 0.5 mm or more, and particularly preferably 1.0 to 5.0 mm.
  • an electrical connection component having a thickness of 0.2 mm or more, more preferably 0.5 mm or more, and particularly preferably 1.0 to 5.0 mm.
  • the aluminum alloy plate before the artificial aging treatment is easier to form than the aluminum alloy plate after the artificial aging treatment
  • the user who purchased the aluminum alloy plate before the artificial aging treatment has performed the desired forming treatment.
  • a use mode in which an artificial aging treatment described later is performed can be considered.
  • the method for producing a conductive aluminum alloy plate according to the present invention includes a casting step S1, a homogenization heat treatment step S2, a hot rolling step S3, and a solution heat treatment step S4. It is characterized by.
  • the method for manufacturing a conductive aluminum alloy plate according to the present invention includes a cold rolling process SR (SR1, SR2) as shown in FIGS. 3A, 3B, 3C, 4A, 4B, and 4C.
  • the method for producing a conductive aluminum alloy plate according to the present invention further includes an artificial aging treatment step S5 as shown in FIGS. 2, 3A, 3B, 3C, 4A, 4B, and 4C. But you can. Hereinafter, the respective steps will be mainly described.
  • the aluminum alloy having the above component composition is melted, cast by a known casting method such as a DC casting (Direct Chill Casting) method, and cooled to below the solidus temperature of the aluminum alloy to obtain a thickness of 400. Make an ingot of about ⁇ 600mm and chamfer as necessary.
  • homogenization heat treatment step S2 homogenization heat treatment (soaking) is performed at a predetermined temperature before rolling the ingot cast in the casting step S1.
  • the heat treatment temperature (ingot temperature) in the homogenization heat treatment step S2 is 500 to 570 ° C.
  • the heat treatment temperature is less than 500 ° C., Si or Mg crystallized during casting remains undissolved, and an appropriate precipitate distribution cannot be obtained after solution heat treatment and artificial aging treatment, resulting in reduced bending workability. To do.
  • the heat treatment time (holding time) in the homogenization heat treatment step S2 may be 1 hour or longer in order to complete the homogenization, and may be 24 hours or less from the viewpoint of production efficiency.
  • the homogenized ingot is hot rolled.
  • the rolling start temperature at this time is preferably 350 to 570 ° C. And it is set as the hot rolled sheet (hot coil) of desired plate
  • the end temperature of the final rolling pass in the hot rolling step S3 is defined in detail, and when the condition of the end temperature is satisfied, the rolling start temperature in the hot rolling step S3 is Even if the temperature is relatively high (over 500 ° C. and not more than 570 ° C.), the effect of the present invention is not affected.
  • the aspect of cooling to a temperature range of 350 to 570 ° C. where the hot rolling is started may be directly cooled to this temperature range and the hot rolling may be started in this temperature range. (Hereinafter also referred to as two-stage soaking). Further, the temperature may be cooled to a temperature range of 350 ° C. or lower, and then further heated to a temperature range of 350 to 570 ° C. where hot rolling is started, and hot rolling may be started in this temperature range (hereinafter, Also called twice soaking). Further, after the homogenization heat treatment, hot rolling may be started as it is without cooling (hereinafter also referred to as “one-time soaking”).
  • the cooling rate to the hot rolling start temperature range after the homogenization heat treatment is not particularly specified, it is preferably in the range of 20 to 200 ° C./h.
  • the cooling rate is less than 20 ° C./h, the Mg 2 Si compound becomes coarse. Therefore, in order to obtain a desired strength, a solution heat treatment is required for a long time, and productivity is increased. descend.
  • the cooling rate exceeds 200 ° C./h, the temperature distribution in the ingot becomes non-uniform, and there is a possibility that a new problem in which an abnormality such as deformation or warping due to heat shrinkage occurs.
  • cooling the ingot after the homogenization heat treatment there are, for example, forced fan air cooling in the soaking furnace or outside the furnace, contact cooling, cooling by mist or spray.
  • End temperature of final rolling pass The end temperature of the final rolling pass in the hot rolling step S3 is 300 to 360 ° C.
  • end temperature By increasing the end temperature to 300 ° C. or higher, it is possible to suppress the increase in the number of intermetallic compounds whose maximum length on the plate surface exceeds 3 ⁇ m. Further, by regulating the end temperature to 360 ° C. or lower, the average crystal grain size on the plate surface can be reduced.
  • the lower limit of the heat treatment temperature (ingot temperature) in the solution heat treatment step S4 is preferably 520 ° C, and the upper limit is preferably 550 ° C.
  • the holding time at the heat treatment temperature in the solution heat treatment step S4 is within 100 seconds (may be 0 seconds). This is because when the time exceeds 100 seconds, the effect is saturated and the productivity is lowered.
  • the holding time of 0 seconds indicates a case where the solution is cooled immediately after reaching the solution temperature.
  • the rate of temperature increase from 200 ° C. to the heat treatment temperature is preferably 5 ° C./s or more, and the rate of temperature decrease from the heat treatment temperature to 200 ° C. is 10 ° C./s or more. preferable.
  • the cold rolling process SR may be performed twice in the order of the hot rolling process S3 ⁇ the cold rolling process SR1 ⁇ the solution heat treatment process S4 ⁇ the cold rolling process SR2 ⁇ . However, as shown in FIGS. 3B and 4B, it may be performed once in the order of hot rolling step S3 ⁇ cold rolling step SR1 ⁇ solution heat treatment step S4 ⁇ , as shown in FIGS. 3C and 4C.
  • the hot rolling step S3, the solution heat treatment step S4, the cold rolling step SR2, and the like may be performed once.
  • the cold rolling process SR (SR1, SR2)
  • the rolled sheet is rolled at a recrystallization temperature or lower (for example, room temperature) after the hot rolling process S3 or after the solution heat treatment process S4.
  • the rolled plate subjected to the solution heat treatment in the solution heat treatment step S4 or the cold rolling in the cold rolling step SR2 was performed.
  • An artificial aging treatment is applied to the rolled plate at a predetermined temperature and a predetermined time.
  • the heat treatment temperature in the artificial aging treatment step S5 is not particularly limited, but is preferably 150 to 250 ° C. When the temperature is lower than 150 ° C., desired yield strength and stress relaxation characteristics cannot be obtained, and when the temperature exceeds 250 ° C., precipitates are coarsened and yield strength and stress relaxation characteristics are deteriorated.
  • the heat treatment time is not particularly limited, but is preferably 1 to 30 hours. If the time is less than 1 hour, particularly when mass production is assumed, a non-uniform temperature distribution occurs in the coil or the sheet, and the material characteristics tend to become unstable. In consideration of productivity, the upper limit is 30 hours.
  • the method for producing a conductive aluminum alloy plate according to the present invention is as described above. However, in carrying out the present invention, other processes may be performed between or before and after the respective steps within a range that does not adversely affect the respective steps.
  • a process may be included. For example, after the artificial aging treatment step S5, a cutting step for cutting the aluminum alloy plate into a predetermined size and a processing step for processing into a predetermined shape as shown in FIG. 1 (bending, punching, etc.) are included. May be. Moreover, you may include a cutting process and a process process before artificial aging treatment process S5.
  • the conductive aluminum alloy plate and the manufacturing method thereof according to the present invention will be specifically described by comparing an example satisfying the requirements of the present invention with a comparative example not satisfying the requirements of the present invention.
  • Aluminum alloys (alloys 1 to 22) having the compositions shown in Table 1 were melted, ingots were produced by semi-continuous casting, and face machining was performed. The ingot was subjected to homogenization heat treatment under the conditions shown in Table 2, and then hot rolled at a rolling rate of 99% to obtain a hot rolled sheet. Thereafter, cold rolling was performed (except for some test materials), and solution heat treatment was performed under the conditions shown in Table 2.
  • test material 32 is not applied. 2.0 mm).
  • the test materials 8, 9, and 25 are soaked once, and the test materials 1 to 7, 10, 11, 14 to 24, 27, 28, 30, and 31 are soaked twice.
  • the test materials 12, 13, 29 were subjected to two-stage soaking.
  • the surface of the test material was mechanically polished by 0.05 to 0.1 mm, washed with water and dried, and then photographed with a scanning electron microscope (SEM) at an observation magnification of 500 times and 20 fields of view.
  • SEM scanning electron microscope
  • Image analysis of the obtained SEM structure was performed to count the number of compounds having a maximum length of intermetallic compounds (Al—Fe—Si and Mg—Si based intermetallic compounds) exceeding 3 ⁇ m, and an area of 1.0 mm 2 The number per was calculated. And the average value of the number of compounds computed in each of 20 visual fields was computed.
  • the intermetallic compound can be identified by the contrast with the parent phase in the composition (COMPO) image of the scanning electron microscope (SEM), and the Al—Fe—Si intermetallic compound is Al It appears whiter than the matrix, and the Mg-Si intermetallic compound appears darker than the Al matrix. The maximum length is the largest diameter exhibited by each intermetallic compound on the plate surface.
  • the Al—Fe—Si intermetallic compound herein includes a concept including Al—Fe, Al—Fe—Si, Al—Mn—Fe, and Al—Mn—Fe—Si intermetallic compounds. It is.
  • Test piece of JIS No. 5 was cut out from the specimen so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction. Using this test piece, a tensile test was performed according to JISZ2241: 2011, and tensile strength, yield strength (0.2% yield strength), and elongation were measured. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test was performed at a constant speed until the test piece broke.
  • the conductivity was measured by an eddy current conductivity measuring device [model “Sigma Test D2.068”] manufactured by Nippon Ferster Co., Ltd. In addition, the measurement of the conductivity was performed at any five locations on the surface of the test material with a space of 100 mm or more between each other.
  • the electrical conductivity in the present invention is obtained by averaging the measured electrical conductivities. When the value of this conductivity was 45.0% IACS or more, it was evaluated that the conductive performance as an electrical connection component could be secured.
  • a test piece of JIS No. 3 (JISZ2204) was cut out from the specimen so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction.
  • the test piece was subjected to a bending test by the V block method in accordance with JISZ2248: 2006 (see FIG. 5), and the bending workability was evaluated.
  • the bending test was performed under the conditions of ⁇ (bending angle): 90 °, r (inner bending radius): 0 mm, and t (test material plate thickness): 2 mm.
  • the stress relaxation rate was measured by the cantilever method. That is, the plate materials of the examples and comparative examples were cut into strip-shaped test pieces having a width of 10 mm and a length of 150 mm so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the plate material (TD (Transverse Direction)). One end of the test piece was fixed to a rigid test stand, and a surface stress corresponding to 80% of 0.2% proof stress was applied to the fixed end in accordance with each longitudinal direction of the test piece. The span length was calculated by the “stress relaxation test method by bending copper and copper alloy sheet strip” defined in the Japan Copper and Brass Association (JCBA) -T309: 2004 standard.
  • JCBA Japan Copper and Brass Association
  • the heating condition for 1000 hours at 150 ° C. is defined in JASO (Japanese Automotive Standards Organization) of the Japan Society of Automotive Engineers.
  • the stress relaxation rate at 150 ° C. ⁇ 1000 hours is 30% or less, it is very good ( ⁇ ), more than 30%, 60% or less is good ( ⁇ ), and more than 60% is bad ( ⁇ ). evaluated.
  • Table 1 or 2 shows the detailed components of the aluminum alloy, the production conditions of the test material, and the material characteristics (test results). In Tables 1 and 2, numerical values that do not satisfy the configuration of the present invention are underlined.
  • sample material 21 (alloy 15) had a Si content less than the lower limit of the numerical range defined in the present invention, it was evaluated that the bending workability was poor and the stress relaxation property was not excellent.
  • the test material 22 (alloy 16) had a Si content exceeding the upper limit of the numerical range defined in the present invention, and because the number of intermetallic compounds was large, the bending workability was poor. It was.
  • the Mg content was less than the lower limit of the numerical range defined in the present invention, and the average crystal grain size was large, so that the conductivity was less than 45.0% IACS, As a result, the rate was poor, the bending workability was poor, and the stress relaxation property was not excellent.
  • the test material 24 (alloy 18) had a Mg content exceeding the upper limit of the numerical range defined in the present invention, and because the number of intermetallic compounds was large, the bending workability was poor. It was. Since the sample material 25 had a large average crystal grain size, the bending workability was poor.
  • the test material 26 Since the heat treatment temperature of the homogenization heat treatment exceeded the upper limit value of the numerical value range defined in the present invention, the test material 26 was burned and could not be manufactured and tested thereafter. Since the test material 27 had a large number of intermetallic compounds, the bending workability was poor.
  • the specimen 30 (alloy 19) had a Fe content exceeding the upper limit of the numerical range defined in the present invention, and the number of intermetallic compounds was large, resulting in poor bending workability.
  • the Ti content exceeded the upper limit of the numerical range defined in the present invention, and the number of intermetallic compounds was large, so the conductivity was less than 45.0% IACS, As a result, the conductivity was poor and the bending workability was poor.
  • the test material 32 (alloy 21) had a Cu content exceeding the upper limit of the numerical range defined in the present invention, a large average crystal grain size, and a large number of intermetallic compounds, so that the bending workability was high. The result was bad.
  • the specimen 33 (alloy 22) had a Cu content exceeding the upper limit of the numerical range defined in the present invention, and the number of intermetallic compounds was large, resulting in poor bending workability. It was.
  • test material 32 is assumed to be an aluminum alloy plate described in Patent Document 2
  • test material 33 is assumed to be an aluminum alloy plate described in Patent Document 1.
  • the average grain size and the number of intermetallic compounds were measured not only after the artificial aging treatment but also before the artificial aging treatment. Showed almost the same value.

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Abstract

　導電性を保持しつつ、応力緩和特性および曲げ加工性に優れる導電用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供する。導電用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．３～１．５質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、板表面における圧延方向の平均結晶粒径が１５０μｍ以下、最大長さが３μｍを超える金属間化合物が板表面において１５００個／ｍｍ２以下である。

Description

導電用アルミニウム合金板およびその製造方法
　本発明は、電気自動車を始めとする電気を動力源とした各種電動輸送機器等に搭載されている電気機器（電池群、インバータ、モータ等）間または電気機器内部の部品間を、電気的に接続するバスバー等の電気接続部品に用いる導電用アルミニウム合金板およびその製造方法に関するものである。
　電気自動車を始めとする電気を動力源とした各種電動輸送機器（ハイブリッド自動車、燃料電池自動車、電気機関車等）には、電池群、インバータ、モータ等の各種の電気機器が搭載されている。そして、これらの電気機器間または電気機器内部の部品間を電気的に接続するにあたり、バスバー（ｂｕｓ－ｂａｒ）と呼ばれる電気接続部品が使用されている。
　このバスバーをボルト等の連結具により連結する場合、通電時の発熱によりバスバー１の連結部１ａ（図１参照）の変形が生じることにより、連結具の締め付けトルクが低下して、連結具が緩んだり外れたりするような事態が発生する。したがって、バスバー１は、高い応力緩和特性を備える必要がある。
　また、電気機器の省スペース化（小型化）の要望を満たすため、バスバー１は、曲げ半径（Ｒ）が小さな湾曲部分を有する形状に設計される場合が多い。したがって、バスバー１は、曲げ加工性にも優れる必要がある。
　加えて、バスバー１は、電気を通さなければならないため、当然、導電性に優れる必要もある。
　これまで、上記のような条件を満たすバスバー等の電気接続部品に関し、銅を主体とした素材について検討されてきた。
　しかしながら、近年、自動車の燃費を低減するために、自動車の軽量化、そして、自動車に搭載される電気機器の軽量化が求められている。
　上記の事情を勘案し、銅よりも軽量であるアルミニウム合金からなる電気接続部品が提案されている。
　例えば、特許文献１には、成分組成を特定するとともに、導電率および調質の条件を特定した電気接続部品用のアルミニウム合金が開示されている。そして、特許文献１には、当該アルミニウム合金は、導電性に優れるとともに、耐クリープ性にも優れると記載されている。
　また、特許文献２には、電気接続部品に用いる導電用ではなく放熱部品用のアルミニウム合金板に関する技術ではあるが、成分組成が特定された鋳塊に、所定条件の均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍を施すアルミニウム合金板の製造方法が開示されている。そして、特許文献２には、当該製造方法で製造されたアルミニウム合金板は、プリント基板に要求される曲げ加工性を有すると記載されている。
　さらに、特許文献３、４には、電気接続部品に用いる導電用ではなく自動車パネル用のアルミニウム合金板に関する技術ではあるが、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金（ＪＩＳ６０００系のＡｌ合金）の曲げ加工性を向上させるために、集合組織を制御してＣｕｂｅ方位分布密度を所定値とする技術（特許文献３）や、全ての結晶粒間の粒界長さの合計に対し、方位差が２０°以下となる結晶粒間の粒界長さを特定する技術（特許文献４）が開示されている。
特許第３５５７１１６号公報 特開２００９－２４２８１３号公報 特開２００５－２９８９２２号公報 特許第３７４９６８７号公報
　しかしながら、特許文献１に開示された技術は、耐クリープ性の向上に着目した技術ではあるものの、応力緩和特性および曲げ加工性について全く考慮していない技術であり（特許文献１の段落００１０等参照）、特に、電気接続部品に要求される曲げ加工性を満足できなかった。したがって、特許文献１に開示された技術を電気接続部品に適用した場合、成形加工時に表面に曲げ割れが発生してしまう可能性がある。
　また、特許文献２に開示された技術は、曲げ加工性の向上に着目した技術ではあるものの、応力緩和特性について全く考慮していない技術であることから（特許文献２の段落０００１等参照）、当然、電気接続部品に要求される応力緩和特性を満足できなかった。したがって、特許文献２に開示された技術を電気接続部品に適用した場合、通電時の発熱によりバスバー１（電気接続部品１）の連結部１ａ（図１参照）が変形することで、連結部１ａが部品から外れてしまう可能性がある。
　なお、特許文献３、４に開示された技術は、特許文献２と同様、曲げ加工性については考慮しているが、応力緩和特性について全く考慮していない技術であるとともに、電気接続部品に用いる導電用ではなく自動車パネル用の技術である。したがって、特許文献３、４に開示された技術は、接続部品に要求される応力緩和特性を満足できるものではない。
　そして、特許文献１～４の記載からわかるように、アルミニウム合金板について、電気接続部品に要求される応力緩和特性と曲げ加工性とを両立させた技術は存在しない。
　なお、この実情は、技術常識（金属から構成される板材の応力緩和特性を向上させるには強度を向上させる必要があるが、強度を向上させると板材の曲げ加工性が低下してしまう、つまり、応力緩和特性と曲げ加工性とはトレードオフの関係にある）に合致するものであり、当然のことであると考えられてきた。
　そこで、本発明は、導電性を保持しつつ、応力緩和特性および曲げ加工性に優れる導電用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　前記課題を解決するため、本発明の発明者らは、導電用アルミニウム合金板の板表面における圧延方向の平均結晶粒径、金属間化合物数、成分組成等が、応力緩和特性、曲げ加工性、導電性に大きな影響を与えることを見出し、本発明を創出した。
　すなわち、本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．３～１．５質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、板表面における圧延方向の平均結晶粒径が１５０μｍ以下、最大長さが３μｍを超える金属間化合物が板表面において１５００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする。
　この導電用アルミニウム合金板によれば、ＳｉおよびＭｇの含有量を所定範囲に特定していることから、応力緩和特性を向上させることができるとともに、曲げ加工性や、電気接続部品に要求される導電率も確保することができる。また、板表面における圧延方向の平均結晶粒径および大きなサイズの金属間化合物数を所定値以下に特定していることから、曲げ加工性を向上させることができる。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有していてもよい。
　この導電用アルミニウム合金板によれば、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量を所定値以下に規制していることから、曲げ加工性の向上という効果を確保しつつ、応力緩和特性の向上という効果をさらに確実なものとすることができる。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有していてもよい。
　この導電用アルミニウム合金板によれば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒの含有量を所定値以下に規制していることから、曲げ加工性の向上という効果を確保しつつ、応力緩和特性の向上という効果をさらに確実なものとすることができる。
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｓｉ：０．３～１．５質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊を製造する鋳造工程と、前記鋳塊に５００～５７０℃、１～２４時間の均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理を施した鋳塊に、最終圧延パスの終了温度が３００～３６０℃である複数のパスからなる圧延を施す熱間圧延工程と、５００～５７０℃、１００秒以下保持する溶体化熱処理を施す溶体化熱処理工程と、を順に行うことを特徴とする。
　この導電用アルミニウム合金板の製造方法によれば、使用するアルミニウム合金の成分組成を特定し、均質化熱処理、熱間圧延および溶体化熱処理の条件を特定することにより、当該製造方法により製造される導電用アルミニウム合金板の板表面における平均結晶粒径および大きなサイズの金属間化合物数を所定値以下とすることができる。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、前記各工程のうち最後の工程の後に、人工時効処理を施す人工時効処理工程を含んでもよい。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有していてもよい。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、前記アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有していてもよい。
　この導電用アルミニウム合金板の製造方法によれば、使用するアルミニウム合金のＣｕ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量や、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒの含有量を所定値以下に規制することにより、当該製造方法により製造される導電用アルミニウム合金板の曲げ加工性の向上という効果を確保しつつ、応力緩和特性の向上という効果をさらに確実なものとすることができる。
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、ＳｉおよびＭｇの含有量を所定範囲に特定するとともに、板表面の平均結晶粒径および大きなサイズの金属間化合物数を所定値以下に特定していることから、導電性を保持しつつ、応力緩和特性および曲げ加工性に優れるので、電気接続部品として好適に使用することができる。
　また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法によれば、使用するアルミニウム合金の組成を特定し、均質化熱処理、熱間圧延および溶体化熱処理の条件を特定していることから、導電性を保持しつつ、応力緩和特性および曲げ加工性に優れる導電用アルミニウム合金板を製造することができる。
本発明に係る電気接続部品の斜視図である。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法のフローチャートである。 本発明の実施例における曲げ試験の方法を説明する模式図である。
　以下、本発明に係る導電用アルミニウム合金板およびその製造方法を実施するための形態について、詳細に説明する。
［導電用アルミニウム合金板］
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板（以下、適宜、「アルミニウム合金板」という）は、所定量のＳｉおよびＭｇを含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、板表面の平均結晶粒径および大きなサイズの金属間化合物数が所定値以下であることを特徴とする。
　また、本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量が所定値以下であることが好ましい。また、本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒの含有量が所定値以下であることが好ましい。
　以下、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の各合金成分、平均結晶粒径、および金属間化合物数について数値限定した理由を説明する。
（Ｓｉ：０．３～１．５質量％）
　Ｓｉは、Ｍｇとともに溶体化熱処理後の人工時効処理時に時効析出物を形成する。Ｓｉが高温環境下での転位の移動を阻害することで、応力緩和特性を向上させるため、Ｓｉは、本発明に係る導電用アルミニウム合金板に必須の元素である。
　Ｓｉの含有量が０．３質量％未満では、所望の応力緩和特性を得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５質量％を超えると、粗大な晶出物、析出物が形成されて、特に曲げ加工性が劣化したり、導電性が低下したりしてしまう。
　したがって、Ｓｉの含有量は０．３～１．５質量％である。
　なお、曲げ加工性と応力緩和特性の向上および導電性の確保という効果をより確実なものとするため、Ｓｉの含有量の下限は、好ましくは０．４質量％、更に好ましくは０．５質量％、Ｓｉの含有量の上限は、好ましくは１．３質量％である。
（Ｍｇ：０．３～１．０質量％）
　Ｍｇは、Ｓｉとともに溶体化熱処理後の人工時効処理時に時効析出物を形成する。Ｍｇが高温環境下での転位の移動を阻害することで、応力緩和特性を向上させるため、Ｍｇは、本発明に係る導電用アルミニウム合金板に必須の元素である。
　Ｍｇの含有量が０．３質量％未満では、所望の応力緩和特性を得られない。一方、Ｍｇの含有量が１．０質量％を超えると、粗大な晶出物、析出物が形成されて、特に曲げ加工性を劣化させる。
　したがって、Ｍｇの含有量は０．３～１．０質量％である。
　なお、曲げ加工性と応力緩和特性の向上という効果をより確実なものとするため、Ｍｇの含有量の下限は、好ましくは０．５質量％、Ｍｇの含有量の上限は、好ましくは０．８質量％である。
（不可避的不純物）
　不可避的不純物として、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉ等が本発明の効果を妨げない範囲で含有されていてもよい。詳細には、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下に規制されていてもよい。
　理由としては、Ｃｕの含有量が０．１０質量％を超えると曲げ加工性が低下してしまうからである。また、Ｆｅの含有量が０．５０質量％を超えると、曲げ加工性または耐食性が低下してしまうからである。また、Ｔｉの含有量が０．１０質量％を超えると、導電性が低下してしまうからである。
　なお、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉについては、前記した所定の含有量を超えなければ、不可避的不純物として含有される場合だけではなく、積極的に添加される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
　そして、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉは、スクラップや再生地金（例えば、ブレージングシート等のクラッド材用のアルミニウム合金材の屑等）にある程度含有していることから、製造（溶解）時にスクラップや再生地金を、アルミニウム合金板におけるＣｕ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量が前記範囲以下（または未満）となる程度で配合することができ、原料コストを低減することができる。
　また、不可避的不純物として、本発明の効果を妨げない程度に、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉ以外の元素（例えば、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｇａなど）がそれぞれ０．１０質量％以下、好ましくは、０．０５質量％以下程度の範囲で含まれていてもよい。
　また、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｇａなど（この中でも特に、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｎ）について、前記した所定の含有量を超えなければ、不可避的不純物として含有される場合だけではなく、積極的に添加される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
　なお、不可避的不純物として挙げた各元素の含有量は、当然、０質量％であってもよい。
（圧延方向の平均結晶粒径：１５０μｍ以下）
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、板表面における圧延方向の平均結晶粒径が、１５０μｍ以下とする。
　圧延方向の平均結晶粒径が１５０μｍ以下であると、曲げ加工性を向上させ、曲げ加工時における表面の品質を向上させることができる。一方、圧延方向の平均結晶粒径が１５０μｍを超えると曲げ加工時における表面に肌荒れや亀裂が発生する可能性が高くなる。
　なお、圧延方向の平均結晶粒径については、曲げ加工性の向上という効果をより確実なものとするため、好ましくは１００μｍ以下、さらに好ましくは５０μｍ以下である。また、圧延方向の平均結晶粒径については、過度に小さくしようとすると、製造条件が厳しくなり生産性の低下を招くため、１０μｍ以上が好ましい。
　圧延方向の平均結晶粒径は、次の方法により測定することができる。
　アルミニウム合金板の表面を０．０５～０．１ｍｍ機械研磨、電解エッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影する。そして、この顕微鏡写真から圧延方向に切片法を用いて平均結晶粒径の値を算出する。なお、切片法を用いた測定では、１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを０．９５×１５ｍｍとする。
　なお、圧延方向の平均結晶粒径は、アルミニウム合金板の製造工程における熱間圧延開始温度、圧延終了温度等を制御することによって達成される。
（金属間化合物数：１５００個／ｍｍ２以下）
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、最大長さが３μｍを超える金属間化合物が板表面において１５００個／ｍｍ２以下である。
　ここで、金属間化合物とは、詳細には、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系およびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物である。なお、ここでのＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物とは、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物を含む概念である。
　また、最大長さとは、板表面において其々の金属間化合物が呈する最も大きな直径である。
　最大長さが３μｍを超える金属間化合物が板表面において１５００個／ｍｍ２以下であると、曲げ加工性を向上させるという効果を確実なものとすることができる。一方、金属間化合物が１５００個／ｍｍ２を超えると、曲げ加工時における表面に肌荒れや亀裂が発生する可能性が高くなる。
　なお、金属間化合物数については、曲げ加工性の向上という効果をより確実なものとするため、好ましくは１０００個／ｍｍ２以下、より好ましくは、５００個／ｍｍ２以下である。また、金属間化合物数については、過度に少なくしようとすると、製造条件が厳しくなり生産性の低下を招くため、２００個／ｍｍ２以上が好ましい。
　金属間化合物数は、アルミニウム合金板から測定片を切り出して、板表面を研磨し、５００倍程度で観察することにより測定することができる。
　なお、最大長さが３μｍを超える金属間化合物数は、アルミニウム合金板におけるＳｉの含有量、Ｍｇの含有量、アルミニウム合金板の製造工程における熱間圧延条件によって達成される。
（導電率：４５．０％ＩＡＣＳ（International Annealed Copper Standard）以上）
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板の導電率は、４５．０％ＩＡＣＳ以上であるのが好ましい。
　導電率が４５．０％ＩＡＣＳ以上であると、電気接続部品としての導電性能を確保することができる。一方、電気抵抗が高い、すなわち導電率が４５．０％ＩＡＣＳ未満であると、所望の電流を流すために電気接続部品の断面積を増加させる必要が生じ、部品重量の増加に繋がってしまう。
　なお、導電率については、高ければ高いほどよく、好ましくは４７．０％ＩＡＣＳ以上、さらに好ましくは５０．０％ＩＡＣＳ以上である。
　導電率の調整は、アルミニウム合金板におけるＳｉの含有量、Ｍｇの含有量、アルミニウム合金板の製造工程における均質化熱処理条件、溶体化熱処理条件、人工時効処理条件を制御することによって達成される。
　なお、導電率を高くしすぎると、すなわち過度な固溶量減少および析出物粗大化が生じることにより応力緩和特性が低下する傾向にあるため、導電率は６０％ＩＡＣＳ以下であるのが好ましい。
（耐力：１３０ＭＰａ以上）
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板の耐力（０．２％耐力）は、１３０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　耐力が１３０ＭＰａ以上であると、電気接続部品に要求される応力緩和特性を確保することができる。一方、耐力が１３０ＭＰａ未満であると、応力緩和特性が低下してしまう。
　なお、応力緩和特性の確保という効果をより確実なものとするため、耐力は、好ましくは１７５ＭＰａ以上、さらに好ましくは１８０ＭＰａ以上である。
　なお、耐力の調整は、アルミニウム合金板におけるＳｉの含有量、Ｍｇの含有量、アルミニウム合金板の製造工程における均質化熱処理条件、溶体化処理条件および人工時効処理条件によって達成される。
（導電用）
　導電用とは、複数の部材を電気的に接続するためのものという用途を示しており、本発明に係る導電用アルミニウム合金板とは、この用途のための合金板である。
　そして、詳細には、本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、電気接続部品（特に、板状の合金板に対して曲げ加工が施されるような電気接続部品）に用いる合金板である。
　なお、ここでの電気接続部品とは、具体的には、電気を動力源とした各種電動輸送機器等に搭載されている、電池群、インバータ、モータ等の各種の電気機器間または電気機器内部の部品間を電気的に接続するバスバーである。また、電気接続部品とは、ボンディングワイヤ等の部材を表面に接合することが要求される部品でもある。
　そして、電気接続部品は、形状について特に限定されないが、所定の厚さを有するとともに、板状・角材状を呈する部品である。例えば、電気接続部品は、図１に示すような形状を呈する部品である。
　ここで、アルミニウムは銅よりも導電率が低いことから、導電性能を確保するために、アルミニウム合金製の電気接続部品は、銅製の電気接続部品と比較して断面積を大きくしなければならない。部品の設置面積を考慮した場合には部品の幅寸法の増加は困難な場合が多く、板厚が増加することとなる。一般的に板厚が増加した場合には、曲げ表面での変形量が大きくなることから、アルミニウム合金から構成される電気接続部品には、曲げ加工時における曲げ割れの発生という問題が生じる、つまり、曲げ加工性を向上させなければならないという課題が明確に現れることとなる。
　言い換えると、本発明に係る導電用アルミニウム合金板は、厚さが０．２ｍｍ以上の電気接続部品に適用するのが好ましく、より好ましくは０．５ｍｍ以上、特に好ましくは１．０～５．０ｍｍの電気接続部品に適用することで、顕著な効果（応力緩和特性および曲げ加工性の両立という効果）を発揮することとなる。
［人工時効処理が施される前の状態の導電用アルミニウム合金板］
　ここまで、人工時効処理が施された後の状態のアルミニウム合金板（以下、適宜、「人工時効処理後のアルミニウム合金板」という）を説明したが、人工時効処理の前後において、各合金成分は勿論のこと、前記した平均結晶粒径、金属間化合物数についてもほとんど変化しない。
　よって、人工時効処理が施される前の状態のアルミニウム合金板（以下、適宜、「人工時効処理前のアルミニウム合金板」という）であっても、前記した要件をみたせば、人工時効処理後のアルミニウム合金板として示した効果と同様の効果を奏することができる。
　なお、人工時効処理前のアルミニウム合金板は、人工時効処理後のアルミニウム合金板よりも成形し易いことから、人工時効処理前のアルミニウム合金板を購入したユーザーが、所望の成形処理を施した後で後記する人工時効処理を施す、という使用態様が考えられる。
　次に、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法について図２、図３Ａ、図３Ｂ、図３Ｃ、図４Ａ、図４Ｂ、及び図４Ｃを参照しながら説明する。
［導電用アルミニウム合金板の製造方法］
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、図２に示すように、鋳造工程Ｓ１と、均質化熱処理工程Ｓ２と、熱間圧延工程Ｓ３と、溶体化熱処理工程Ｓ４と、を含むことを特徴とする。また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、図３Ａ、図３Ｂ、図３Ｃ、図４Ａ、図４Ｂ、及び図４Ｃに示すように、冷間圧延工程ＳＲ（ＳＲ１、ＳＲ２）を、熱間圧延工程Ｓ３と溶体化熱処理工程Ｓ４との間、および、溶体化熱処理工程Ｓ４の後の少なくとも一方に含んでもよい。また、本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、図２、図３Ａ、図３Ｂ、図３Ｃ、図４Ａ、図４Ｂ、及び図４Ｃに示すように、さらに人工時効処理工程Ｓ５を含んでもよい。
　以下、前記各工程を中心に説明する。
（鋳造工程）
　鋳造工程Ｓ１では、前記の成分組成であるアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造（Direct Chill Casting）法等の公知の鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して厚さ４００～６００ｍｍ程度の鋳塊とし、必要に応じて面削を行う。
（均質化熱処理工程）
　均質化熱処理工程Ｓ２では、鋳造工程Ｓ１で鋳造した鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理（均熱処理）を施す。鋳塊に均質化熱処理を施すことによって、内部応力が除去され、鋳造時に偏析した溶質元素が均質化され、また、鋳造冷却時やそれ以降に析出した金属間化合物が成長する。
　均質化熱処理工程Ｓ２における熱処理温度（鋳塊温度）は５００～５７０℃である。熱処理温度が５００℃未満では、鋳造時に晶出したＳｉあるいはＭｇが未固溶のまま残存し、溶体化熱処理および人工時効処理後に適度な析出物分布を得ることができず、曲げ加工性が低下する。一方、５７０℃を超えると、鋳塊の表面で局部的な溶融（バーニング）が生じてしまう。さらに好ましくは、５６０℃以下である。
　均質化熱処理工程Ｓ２における熱処理時間（保持時間）は、均質化を完了させるためには１時間以上であればよく、製造効率の点から２４時間以下であればよい。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程Ｓ３では、均質化された鋳塊を熱間圧延する。このときの圧延開始温度を３５０～５７０℃が好ましい。そして、複数のパスからなる熱間圧延を施すことで、所望の板厚の熱間圧延板（ホットコイル）とする。
　なお、本発明では、後記のとおり、熱間圧延工程Ｓ３の最終圧延パスの終了温度を詳細に規定しており、当該終了温度の条件を満たす場合は、熱間圧延工程Ｓ３の圧延開始温度が比較的高い温度（５００℃を超えて５７０℃以下の範囲）であっても、本発明の効果に影響を与えない。
（均質化熱処理後の冷却の態様）
　ここで、均質化熱処理後に、熱間圧延を開始する３５０～５７０℃の温度範囲まで冷却する際の態様は、この温度範囲まで直接冷却し、この温度範囲で熱間圧延を開始してもよい（以下、２段均熱とも言う）。また、３５０℃以下の温度範囲まで冷却し、その後更に、熱間圧延を開始する３５０～５７０℃の温度範囲まで再加熱して、この温度範囲で熱間圧延を開始してもよい（以下、２回均熱とも言う）。また、均質化熱処理後に、冷却することなく、そのまま、熱間圧延を開始してもよい（以下、１回均熱とも言う）。
　均質化熱処理後、熱間圧延開始温度範囲までの冷却速度は特に規定しないが、望ましくは２０～２００℃／ｈの範囲である。冷却速度が２０℃／ｈ未満となると、Ｍｇ２Ｓｉ化合物が粗大となるため、所望の強度を得るためにこれを再固溶させようとすると、溶体化熱処理が長時間必要となり、生産性が低下する。
　一方、冷却速度が２００℃／ｈを超えると、鋳塊内での温度分布が不均一となり、熱収縮による変形やソリなどの異常が生じる新たな問題が発生する可能性もある。
　また、冷却速度が速すぎると、均質化熱処理後、熱間圧延開始温度範囲まで冷却する間に形成されるＭｇ２Ｓｉ化合物の平均サイズが小さくなりすぎ、再結晶粒の核生成サイトとしての必要な、直径が２μｍ以上の比較的粗大なＭｇ２Ｓｉ化合物を、適当な数だけ分布させることができなくなるおそれがある。
　均質化熱処理後に鋳塊を冷却する方法としては、例えば均熱炉内または炉外での強制ファン空冷、接触冷却、ミストやスプレーによる冷却がある。
（最終圧延パスの終了温度）
　熱間圧延工程Ｓ３における最終圧延パスの終了温度は、３００～３６０℃である。終了温度を３００℃以上に高温化することで、板表面における最大長さが３μｍを超える金属間化合物数の増加抑制を図ることができる。また、終了温度を３６０℃以下に規制することで、板表面における平均結晶粒径の小径化を図ることができる。
（溶体化熱処理工程）
　溶体化熱処理工程Ｓ４では、熱間圧延工程Ｓ３で製造した圧延板、または、後記する冷間圧延工程ＳＲ１で製造した圧延板を溶体化熱処理する。ここで、溶体化熱処理工程Ｓ４における熱処理温度（鋳塊温度）は５００～５７０℃である。熱処理温度が５００℃未満では、未固溶のＳｉあるいはＭｇが残存するため、溶体化熱処理および人工時効処理後に適度な析出物分布を得ることができず、所望の耐力および応力緩和特性を得ることができない。一方、５７０℃を超えると、板表面で局部的な溶融（バーニング）が生じてしまう。溶体化熱処理工程Ｓ４における熱処理温度（鋳塊温度）の下限は、好ましくは５２０℃であり、上限は、好ましくは５５０℃である。
　溶体化熱処理工程Ｓ４における前記熱処理温度での保持時間については、１００秒以内（０秒でもよい）である。１００秒を超えると、その効果が飽和するとともに生産性が低下してしまうからである。
　なお、保持時間が０秒とは、溶体化温度に到達後、すぐに冷却した場合を示す。
　溶体化熱処理工程Ｓ４において、２００℃から前記熱処理温度までの昇温速度は５℃／ｓ以上であることが好ましく、前記熱処理温度から２００℃までの降温速度は１０℃／ｓ以上であることが好ましい。
　昇温速度を前記速度以上とすることにより、Ｃｕｂｅ方位が適切に発達するのをより確実なものとすることができる。また降温速度を前記速度以上とすることにより、所望の強度を確実に得ることができる。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程ＳＲは、図３Ａ及び図４Ａに示すように、熱間圧延工程Ｓ３→冷間圧延工程ＳＲ１→溶体化熱処理工程Ｓ４→冷間圧延工程ＳＲ２→という順序で２回行ってもよいし、図３Ｂ及び図４Ｂに示すように、熱間圧延工程Ｓ３→冷間圧延工程ＳＲ１→溶体化熱処理工程Ｓ４→という順序で１回行ってもよいし、図３Ｃ及び図４Ｃに示すように、熱間圧延工程Ｓ３→溶体化熱処理工程Ｓ４→冷間圧延工程ＳＲ２→という順序で１回行ってもよい。
　そして、冷間圧延工程ＳＲ（ＳＲ１、ＳＲ２）では、熱間圧延工程Ｓ３後、または、溶体化熱処理工程Ｓ４後の圧延板に再結晶温度以下（例えば、常温）で圧延を施す。
（人工時効処理工程）
　図４Ａ、図４Ｂ、及び図４Ｃに示すように、人工時効処理工程Ｓ５では、溶体化熱処理工程Ｓ４で溶体化熱処理を施した圧延板、または、冷間圧延工程ＳＲ２で冷間圧延を施した圧延板に、所定温度・所定時間で人工時効処理を施す。
　人工時効処理工程Ｓ５における熱処理温度については、特に限定されないが１５０～２５０℃であることが好ましい。１５０℃未満であると所望の耐力、応力緩和特性を得ることができず、２５０℃を超えると析出物が粗大化して耐力、応力緩和特性が低下するからである。また、熱処理時間についても、特に限定されないが１～３０時間であることが好ましい。１時間未満であると特に量産時を想定した場合にはコイルあるいはシート内での不均一な温度分布を生じ、材料特性が不安定となりやすい。生産性を考慮して３０時間を上限とする。
　本発明に係る導電用アルミニウム合金板の製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、人工時効処理工程Ｓ５の後に、アルミニウム合金板を所定の大きさに裁断する裁断工程や、図１に示すような所定の形状に加工（曲げ加工、穴抜き加工等）する加工工程を含めてもよい。また、人工時効処理工程Ｓ５の前に、裁断工程、加工工程を含めてもよい。
　また、前記各工程において、明示していない条件については、従来公知の条件を用いればよく、前記各工程での処理によって得られる効果を奏する限りにおいて、その条件を適宜変更できることは言うまでもない。
　次に、本発明に係る導電用アルミニウム合金板およびその製造方法について、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。
［供試材の作製］
　表１に示す組成のアルミニウム合金（合金１～２２）を、溶解し、半連続鋳造にて鋳塊を作製し、面削処理をした。この鋳塊に、表２に示す条件で均質化熱処理を行ったのち、圧延率９９％の熱間圧延を施して、熱間圧延板とした。その後、冷間圧延を施し（一部の供試材を除く）、表２に示す条件で溶体化熱処理を行った。そして、溶体化熱処理後、冷間圧延を施し（一部の供試材を除く）、表２に示す人工時効処理を施すことで（供試材３２は施さない）、供試材（厚さ２．０ｍｍ）を作製した。
　なお、供試材８、９、２５については、１回均熱で行い、供試材１～７、１０、１１、１４～２４、２７、２８、３０、３１については、２回均熱で行い、供試材１２、１３、２９については、２段均熱で行った。
［評価］
（平均結晶粒径の測定）
　供試材の表面を０．０５～０．１ｍｍ機械研磨、電解エッチングし、水洗・乾燥した後に、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影した。そして、この顕微鏡写真から圧延方向に切片法を用いて平均結晶粒径の値を算出した。なお、切片法を用いた測定では、１測定ライン長さを０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを０．９５×１５ｍｍとした。
（金属間化合物数）
　供試材の表面を０．０５～０．１ｍｍ機械研磨し、水洗・乾燥した後に、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察倍率５００倍、２０視野で写真撮影した。得られたＳＥＭ組織を画像解析することにより、金属間化合物（Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系およびＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物）の最大長さが３μｍを超える化合物数をカウントし、面積１．０ｍｍ２あたりの数を算出した。そして、２０視野の其々において算出した化合物数の平均値を算出した。
　ここで、金属間化合物は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope））の組成（ＣＯＭＰＯ）像（Compositional image）において母相とのコントラストで識別でき、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物はＡｌ母相より白く写り、Ｍｇ－Ｓｉ系金属間化合物はＡｌ母相より黒く写る。
　なお、最大長さとは、板表面において其々の金属間化合物が呈する最も大きな直径である。また、ここでのＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物とは、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物を含む概念である。
（引張試験）
　供試材から引張方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ５号の試験片を切り出した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を実施し、引張強さ、耐力（０．２％耐力）、および伸びを測定した。
　なお、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
（導電率）
　導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の渦流導電率測定装置［型式「シグマテストＤ２．０６８」］によって測定した。また、導電率の測定は、供試材表面の互いに間隔を１００ｍｍ以上開けた任意の５箇所で行った。そして、本発明における導電率は、測定された各導電率を平均化したものとした。この伝導率の値が４５．０％ＩＡＣＳ以上であると、電気接続部品としての導電性能を確保できると評価した。
（曲げ加工性）
　供試材から試験片長手方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ３号（ＪＩＳＺ２２０４）の試験片を切り出した。この試験片を、ＪＩＳＺ２２４８：２００６に準拠してＶブロック法により曲げ試験を実施し（図５参照）、曲げ加工性を評価した。なお、曲げ試験は、θ（曲げ角度）：９０°、ｒ（内側曲げ半径）：０ｍｍ、ｔ（供試材板厚）：２ｍｍという条件で実施した。
　曲げ試験後の曲げ部（湾曲部、幅：３０ｍｍ）の割れの発生状況を観察し、５枚の試験片のうち、全ての試験片において肌荒れおよび割れとも発生しなかったものを極めて良好（◎）、いずれか１枚以上に許容レベルのわずかな肌荒れまたは割れが生じたものを良好（○）、顕著な肌荒れまたは亀裂長さ２ｍｍ以上の割れが１枚以上に発生したもの（△）、または亀裂長さ２ｍｍ以上の割れが５枚すべてに生じたもの（△△）を不良と評価した。
（応力緩和特性）
　応力緩和率は、片持ち梁方式によって測定した。即ち、長手方向が、板材の圧延方向に垂直方向（Ｔ．Ｄ．(Transverse Direction)）となるように、各実施例及び比較例の板材を幅１０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの短冊状試験片に切り出し、その一端を剛体試験台に固定し、試験片の各長手方向に合わせて、固定端に０．２％耐力の８０％に相当する表面応力を負荷した。スパン長さは、日本伸銅協会技術標準（ＪＣＢＡ（Japan Copper and Brass Association）－Ｔ３０９：２００４）に規定されている「銅及び銅合金薄板条の曲げによる応力緩和試験方法」により算出した。一端部が剛体試験台に固定され、固定端からスパン長さに離隔した位置にたわみを与えた状態で、各試験片を一定温度に加熱したオーブン中に保持した後に取り出し、たわみ量ｄ（１０ｍｍ）を取り去ったときの永久ひずみδを測定し、応力緩和率ＲＳ（ＲＳ＝（δ／ｄ）×１００）を測定した。加熱条件は、例えば（社）自動車技術会のＪＡＳＯ（Japanese Automotive Standards Organization）において、１５０℃で１０００時間の加熱条件が規定されている。
　１５０℃×１０００時間での応力緩和率が３０％以下のものを極めて良好（◎）、３０％を超え、６０％以下のものを良好（○）、６０％を超えるものを不良（△）と評価した。
　詳細なアルミニウム合金の成分、供試材の製造条件、および材料特性（試験結果）を表１または表２に示す。なお、表１、２において、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
［結果の検討］
　供試材１～２０については、本発明の規定する要件を満たしていることから、内曲げＲ＝０ｍｍと非常に厳しい曲げ加工条件とした場合にも、曲げ加工性が良好（○）以上という評価となるとともに、電気接続部品に要求される応力緩和特性を有するという評価となった。
　供試材２１（合金１５）は、Ｓｉの含有量が本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったため、曲げ加工性が不良であり、応力緩和性に優れないという評価となった。
　供試材２２（合金１６）は、Ｓｉの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、金属間化合物数が多かったため、曲げ加工性が不良であるという結果となった。
　供試材２３（合金１７）は、Ｍｇの含有量が本発明で規定する数値範囲の下限値未満であるとともに、平均結晶粒径が大きかったため、導電率が４５．０％ＩＡＣＳ未満となり、導電率が不良となるとともに、曲げ加工性が不良であり、応力緩和性に優れないという結果となった。
　供試材２４（合金１８）は、Ｍｇの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、金属間化合物数が多かったため、曲げ加工性が不良であるという結果となった。
　供試材２５は、平均結晶粒径が大きかったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　供試材２６は、均質化熱処理の熱処理温度が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えてしまったため、バーニングが発生してしまい、以降の製造および試験を行うことができなくなった。
　供試材２７は、金属間化合物数が多かったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　供試材２８は、平均結晶粒径が大きかったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　供試材２９は、溶体化熱処理の熱処理温度が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えてしまったため、バーニングが発生してしまい、以降の製造および試験を行うことができなくなった。
　供試材３０（合金１９）は、Ｆｅの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、金属間化合物数が多かったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　供試材３１（合金２０）は、Ｔｉの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、金属間化合物数が多かったため、導電率が４５．０％ＩＡＣＳ未満となり、導電率が不良となるとともに、曲げ加工性が不良という結果となった。
　供試材３２（合金２１）は、Ｃｕの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、平均結晶粒径が大きく、金属間化合物数も多かったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　また、供試材３３（合金２２）は、Ｃｕの含有量が本発明で規定する数値範囲の上限値を超えているとともに、金属間化合物数が多かったため、曲げ加工性が不良という結果となった。
　なお、供試材３２は、特許文献２に記載されたアルミニウム合金板を想定したものであり、供試材３３は、特許文献１に記載されたアルミニウム合金板を想定したものである。
　幾つかの供試材については、人工時効処理後の状態だけでなく、人工時効処理前の状態で、平均結晶粒径、金属間化合物数を測定したが、人工時効処理前後において、各測定値はほとんど同じ値を示した。
１ バスバー（電気接続部品）
１ａ 連結部

Claims (10)

  1. 　Ｓｉ：０．３～１．５質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
    　板表面において、圧延方向の平均結晶粒径が１５０μｍ以下、最大長さが３μｍを超える金属間化合物が１５００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする導電用アルミニウム合金板。
  2. 　Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の導電用アルミニウム合金板。
  3. 　Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の導電用アルミニウム合金板。
  4. 　Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項２に記載の導電用アルミニウム合金板。
  5. 　Ｓｉ：０．３～１．５質量％、Ｍｇ：０．３～１．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を
    溶解、鋳造して鋳塊を製造する鋳造工程と、
    　前記鋳塊に５００～５７０℃、１～２４時間の均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、
    　前記均質化熱処理を施した鋳塊に、終了温度が３００～３６０℃である圧延を施す熱間圧延工程と、
    　５００～５７０℃、１００秒以下保持する溶体化熱処理を施す溶体化熱処理工程と、
    　をこの順に行うことを特徴とする導電用アルミニウム合金板の製造方法。
  6. 　さらに人工時効処理を施す人工時効処理工程を含むことを特徴とする請求項５に記載の導電用アルミニウム合金板の製造方法。
  7. 　前記アルミニウム合金は、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項５に記載の導電用アルミニウム合金板の製造方法。
  8. 　前記アルミニウム合金は、Ｃｕ：０．１０質量％以下、Ｆｅ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項６に記載の導電用アルミニウム合金板の製造方法。
  9. 　前記アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項５に記載の導電用アルミニウム合金板の製造方法。
  10. 　前記アルミニウム合金は、Ｍｎ：０．１０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ｚｎ：０．１０質量％、Ｚｒ：０．１０質量％以下のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項６に記載の導電用アルミニウム合金板の製造方法。
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