WO2017168892A1 - Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法 - Google Patents

Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017168892A1
WO2017168892A1 PCT/JP2016/088717 JP2016088717W WO2017168892A1 WO 2017168892 A1 WO2017168892 A1 WO 2017168892A1 JP 2016088717 W JP2016088717 W JP 2016088717W WO 2017168892 A1 WO2017168892 A1 WO 2017168892A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
alloy plate
hot rolling
mass
producing
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/088717
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
西森　秀樹
眞二 籠重
和章 谷口
智明 山ノ井
Original Assignee
昭和電工株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2016067357A external-priority patent/JP2017179454A/ja
Priority claimed from JP2016067358A external-priority patent/JP6774200B2/ja
Application filed by 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Priority to CN201680083568.1A priority Critical patent/CN108884542B/zh
Publication of WO2017168892A1 publication Critical patent/WO2017168892A1/ja

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing an Al—Mg—Si based alloy plate, and more particularly to a method for producing an Al—Mg—Si based alloy plate excellent in thermal conductivity, conductivity, strength and workability.
  • Flat panel TVs thin monitors for personal computers, notebook computers, tablet computers, car navigation systems, portable navigation systems, chassis of products such as mobile terminals such as smartphones and mobile phones, metal base printed boards, and heating elements such as internal covers
  • excellent thermal conductivity, strength, and workability for quickly radiating heat are required.
  • Pure aluminum alloys such as JIS 1100, 1050, and 1070 have excellent thermal conductivity but low strength.
  • An Al—Mg alloy (5000-based alloy) such as JIS 5052 used as a high strength material is significantly inferior in thermal conductivity and conductivity to a pure aluminum-based alloy.
  • an Al—Mg—Si alloy (6000 alloy) has good thermal conductivity and electrical conductivity, and can be improved in strength by age hardening.
  • a method for obtaining an aluminum alloy plate excellent in conductivity and workability has been studied.
  • Patent Document 1 contains 0.1 to 0.34% by mass of Mg, 0.2 to 0.8% by mass of Si, and 0.22 to 1.0% by mass of Cu, with the balance being Al and
  • An Al—Mg—Si alloy composed of inevitable impurities and having a Si / Mg content ratio of 1.3 or more is made into an ingot of thickness 250 mm or more by semi-continuous casting and preheated at a temperature of 400 to 540 ° C.
  • Patent Document 2 contains Si: 0.2 to 1.5 mass%, Mg: 0.2 to 1.5 mass%, Fe: 0.3 mass% or less, and Mn: 0.02 to 0.15% by mass, Cr: 0.02 to 0.15% of one or two types, and the balance is Al and Ti in unavoidable impurities is regulated to 0.2% or less, or
  • An aluminum alloy plate having a composition containing one or two of Cu: 0.01 to 1% by mass or rare earth element: 0.01 to 0.2% by mass is produced by continuous casting and rolling and then cold-rolling. Next, a solution treatment at 500 to 570 ° C. is performed, followed by further cold rolling at a cold rolling rate of 5 to 40%, and an aging treatment for heating to 150 to 190 ° C. after the cold rolling.
  • a solution treatment at 500 to 570 ° C. is performed, followed by further cold rolling at a cold rolling rate of 5 to 40%, and an aging treatment for heating to 150 to 190 ° C. after the cold rolling.
  • Patent Document 3 contains Si: 0.2 to 0.8 mass%, Mg: 0.3 to 1 mass%, Fe: 0.5 mass% or less, Cu: 0.5 mass% or less, and It contains at least one of Ti: 0.1% by mass or less or B: 0.1% by mass or less, and consists of the balance Al and inevitable impurities, or Mn and Cr as impurities are further Mn: 0.1% by mass %, Cr: 0.1% by mass or less of an Al—Mg—Si alloy ingot that is hot-rolled and further cold-rolled.
  • a method for producing an Al—Mg—Si alloy plate characterized in that heat treatment is performed by holding at 200 to 400 ° C. for 1 hour or longer after cold rolling until the end of cold rolling.
  • thermal conductivity and electrical conductivity have a good correlation, and an aluminum alloy plate having excellent thermal conductivity has excellent electrical conductivity. It can be used as a conductive member material as well as a heat radiating member material.
  • the improvement of the tensile strength of the rolled alloy sheet obtained by the production method described in Patent Document 1 is largely due to the alloy composition, and the examination of the process conditions is insufficient. Further, the chemical composition of the rolled alloy sheet defined in Patent Document 1 contains a relatively large amount of Cu, and the element next to Al is Si or Cu, and the content of Mg is relatively small, and Si and Mg. Alloys containing approximately the same proportion are not included.
  • Patent Document 2 although an aluminum alloy plate having a relatively high strength is obtained, the conductivity described in Examples is lower than that of the alloy plate described in Patent Document 1. Moreover, high strength is obtained in Patent Document 2 because the aluminum alloy sheet in the middle of cold rolling is subjected to a solution treatment comprising high-temperature heat treatment at 500 ° C. or higher and subsequent rapid cooling, and then cold rolling is further performed. This is because the aging treatment is performed after the implementation, but the solution treatment increases the cost.
  • Patent Document 3 an Al—Mg—Si based alloy sheet having higher strength than that in Patent Document 1 can be obtained, but the final pass of hot rolling (corresponding to hot finish rolling in Patent Document 3) has not been studied. The process conditions are not considered sufficient.
  • the present invention provides an Al- that can further improve strength while having high conductivity and good workability without applying a solution treatment in a step after hot rolling.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing an Mg—Si based alloy sheet.
  • a method of manufacturing an alloy plate in which hot rolling and cold rolling are sequentially performed on an Al—Mg—Si alloy ingot, and the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy plate immediately after the end of hot rolling Is a method of producing an Al—Mg—Si based alloy sheet, which is heat treated at a temperature of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less after completion of hot rolling and before completion of cold rolling.
  • the chemical composition of the Al—Mg—Si alloy ingot is Si: 0.2 to 0.8 mass%, Mg: 0.3 to 1 mass%, Fe: 0.5 mass% or less, and Cu: 2.
  • a method for producing an alloy sheet wherein the surface temperature of an Al—Mg—Si alloy sheet immediately after the end of hot rolling is 230 ° C. or less, and 200 ° C. or more after the end of hot rolling and before the end of cold rolling
  • a method for producing an Al—Mg—Si alloy plate which is heat-treated at a temperature of 400 ° C. or lower.
  • the surface temperature of the Mg—Si based alloy sheet is 230 ° C. or less, and heat treatment is performed at a temperature of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less after the end of cold rolling and before the end of cold rolling.
  • Al-Mg-Si system that has a quenching effect, improves electrical conductivity during heat treatment, and is work hardened by subsequent cold rolling, resulting in high tensile strength and electrical conductivity and good workability Alloy plates can be manufactured.
  • the chemical composition of the Al—Mg—Si alloy ingot is Si: 0.2 to 0.8 mass%, Mg: 0.3 to 1 mass%, Fe: Al-Mg-Si based alloy containing 0.5% by mass or less and Cu: 0.5% by mass or less, with the balance being Al and inevitable impurities, showing high values of tensile strength and electrical conductivity and good workability Alloy plates can be manufactured.
  • the heat treatment temperature is 200 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, the conductivity and strength can be reliably improved.
  • the rolling rate of the cold rolling after the heat treatment is 20% or more, the strength of the Al—Mg—Si based alloy sheet is improved by cold rolling and good processing is achieved. Sex can be obtained.
  • the final annealing temperature is 200 ° C. or less, an Al—Mg—Si alloy plate having high tensile strength and high conductivity and good workability is produced. can do.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy plate immediately before the pass among the plurality of passes of hot rolling is 470 to 350 ° C., and the Al—Mg—Si due to the pass is used. Since the pass in which the average cooling rate by cooling of the alloy plate or the forced cooling after the pass is 50 ° C./min or more is performed at least once, the quenching effect by hot rolling can be enhanced.
  • Si 0.2 to 0.8 mass%, Mg: 0.3 to 1 mass%, Fe: 0.5 mass% or less, and Cu: 0.5 mass%
  • at least one of Ti: 0.1% by mass or less or B: 0.1% by mass or less is contained in the Al—Mg—Si alloy ingot consisting of the remainder Al and inevitable impurities.
  • the quenching effect by hot rolling can be enhanced.
  • the heat treatment temperature is 200 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, the conductivity and strength can be improved reliably.
  • the rolling rate of the cold rolling after the heat treatment is 20% or more, the strength of the Al—Mg—Si based alloy sheet is improved by the cold rolling and the good processing Sex can be obtained.
  • the final annealing temperature is 200 ° C. or less, an Al—Mg—Si based alloy sheet having high tensile strength and high conductivity and good workability is manufactured. can do.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si based alloy plate immediately before the pass among the plurality of passes of hot rolling is 470 to 350 ° C., and the Al—Mg—Si due to the pass is used. Since the pass in which the average cooling rate by cooling of the alloy plate or the forced cooling after the pass is 50 ° C./min or more is performed at least once, the quenching effect by hot rolling can be enhanced.
  • the inventor of the present application provides a method for producing an Al—Mg—Si based alloy sheet, which is sequentially subjected to hot rolling and cold rolling, while keeping the surface temperature of the alloy sheet after hot rolling below a predetermined temperature, It has been found that an Al—Mg—Si alloy sheet having high strength while having high conductivity and good workability can be obtained by performing heat treatment after the end of rolling and before the end of cold rolling. Invented.
  • Mg and Si are elements necessary for the development of strength, and the respective contents thereof are Si: 0.2% by mass or more and 0.8% by mass or less, and Mg: 0.3% by mass or more and 1% by mass or less. preferable. If the Si content is less than 0.2% by mass or the Mg content is less than 0.3% by mass, the strength is lowered. On the other hand, if the Si content exceeds 0.8% by mass and the Mg content exceeds 1% by mass, the rolling load in hot rolling increases and the productivity decreases, and the formability of the resulting aluminum alloy sheet also increases. Deteriorate.
  • the Si content is more preferably 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less, and particularly preferably 0.32% by mass or more and 0.60% by mass or less.
  • the Mg content is more preferably 0.4% by mass or more and 1.0% by mass or less, more preferably 0.45% by mass or more and 0.9% by mass or less, and particularly preferably 0.45% by mass or more and 0.55% by mass or less. Is preferred.
  • Fe and Cu are components necessary for molding, but if they are contained in a large amount, the corrosion resistance decreases.
  • the Fe content and the Cu content are preferably regulated to 0.5% by mass or less, respectively.
  • the Fe content is more preferably regulated to 0.35% by mass or less, and particularly preferably from 0.1% by mass to 0.25% by mass.
  • the Cu content is more preferably 0.2% by mass or less, and particularly preferably 0.1% by mass or less.
  • various impurity elements are unavoidably contained in the alloy element, but Mn and Cr decrease conductivity and conductivity, and Zn increases in content and decreases in corrosion resistance of the alloy material.
  • Ti has the effect of refining the crystal grains and preventing solidification cracking when casting the alloy into a slab, but if it is contained in a large amount, a large amount of crystallized products are produced. The workability, thermal conductivity, and electrical conductivity of the steel are reduced.
  • Each content of Mn, Cr, Zn and Ti as impurities is preferably 0.1% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or less.
  • Ti and B have the effect of refining crystal grains and preventing solidification cracking when casting the alloy into a slab.
  • the effect is obtained by adding at least one of Ti or B, and both may be added. However, if it is contained in a large amount, a large amount of crystallized crystals are generated, and the workability, thermal conductivity, and conductivity of the product are lowered.
  • the Ti content is preferably 0.1% by mass or less, and more preferably 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less.
  • the B content is preferably 0.1% by mass or less, and particularly preferably 0.06% by mass.
  • impurity elements other than the above include Ni, V, Ga, Pb, Sn, Bi, Zr, Ag, rare earth, etc., but are not limited to these, and among these other impurity elements, rare earth Other than the above, the content of each element is preferably 0.05% by mass or less.
  • the rare earth may contain one or more kinds of elements, and may be derived from a casting raw material contained in the state of misch metal, but the total content of rare earth elements The amount is preferably 0.1% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or less.
  • the dissolved components are adjusted by a conventional method to obtain an Al—Mg—Si alloy ingot.
  • the obtained alloy ingot is preferably subjected to a homogenization treatment as a step prior to heating before hot rolling.
  • the homogenization treatment is preferably performed at 500 ° C. or higher.
  • the heating before hot rolling is carried out in order to solidify the crystallized substance and Mg, Si in the Al—Mg—Si alloy ingot to form a uniform structure. Therefore, it is preferable to carry out at 450 ° C. or higher and 580 ° C. or lower, particularly preferably at 500 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • the Al-Mg-Si alloy ingot is cooled after being homogenized, and may be heated before hot rolling, or the homogenization and heating before hot rolling may be performed continuously, In the preferable temperature range of the homogenization treatment and heating before hot rolling, the homogenization treatment and the heating before hot rolling may be combined and heated at the same temperature.
  • the chamfering may be performed after casting and before homogenization treatment, or after homogenization treatment and before heating before hot rolling.
  • Hot rolling is performed on the Al-Mg-Si alloy ingot after heating before hot rolling.
  • Hot rolling consists of rough hot rolling and finishing hot rolling, and after performing rough hot rolling consisting of multiple passes using a rough hot rolling mill, a finishing hot rolling mill different from the rough hot rolling mill is used. Finish hot rolling using.
  • the finish hot rolling can be omitted.
  • the finish hot rolling is performed once by introducing an Al—Mg—Si based alloy plate from one direction using a rolling mill in which a pair of upper and lower work rolls or two or more work rolls are continuously installed. It is carried out in the pass.
  • an Al—Mg—Si alloy plate after finish hot rolling may be wound with a winding device to form a hot rolled coil.
  • finishing hot rolling is omitted and the final pass of rough hot rolling is used as the final pass of hot rolling
  • the Al-Mg-Si alloy plate is taken up by a winder after the rough hot rolling. It may be a hot rolled coil.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy plate immediately before the pass is 350 ° C. or more and 470 ° C. or less, and the Al—Mg—Si alloy plate is cooled by the pass, or the pass A path having an average cooling rate of 50 ° C./min or more by forced cooling after the path is called a control path.
  • the reason why the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy plate immediately before the control pass is set to 350 ° C. or more and 470 ° C. or less is that if it is less than 350 ° C., the effect of quenching in the rapid hot rolling is small and the temperature is higher than 470 ° C. This is because it is difficult to rapidly cool the Al-Mg-Si based alloy plate having a rising path.
  • the average cooling rate is an Al—Mg—Si alloy from the start to the end of the control pass when forced cooling is not performed in the control pass, and from the start of the control pass to the end of forced cooling when forced cooling is performed after the control pass.
  • Forced cooling after the control pass may be performed sequentially on the rolled part while rolling the Al—Mg—Si alloy plate, or after rolling the entire Al—Mg—Si alloy plate. Also good.
  • the method of forced cooling is not limited, but water cooling, air cooling, or coolant may be used.
  • the control pass is preferably performed at least once, and may be performed a plurality of times. When performing the control pass a plurality of times, it is possible to select whether to perform forced cooling after each pass for each control pass. If the surface temperature of the Al—Mg—Si based alloy plate immediately before the pass is 470 to 350 ° C. and the cooling rate is 50 ° C./min or more, the control pass can be performed multiple times. By reducing the temperature of the Al—Mg—Si based alloy plate to below 350 ° C., quenching can be performed efficiently and effectively.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si based alloy sheet immediately after the final pass of the hot rolling is set as the temperature after the rough hot rolling
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy sheet immediately after the end of forced cooling is set as the temperature after rough hot rolling.
  • finishing hot rolling when finishing hot rolling is performed, finishing hot rolling is completed.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si based alloy plate is 230 ° C. or less.
  • An effective quenching effect can be obtained by setting the temperature of the alloy sheet immediately after the hot rolling to 230 ° C. or less.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si based alloy sheet immediately after the hot rolling is preferably 200 ° C. or less, more preferably 150 ° C. or less, and particularly preferably 130 ° C. or less.
  • the surface temperature of the Al-Mg-Si alloy plate immediately before finish hot rolling is It is preferable that it is 270 degrees C or less.
  • the surface temperature of the Al—Mg—Si alloy plate immediately before the final hot hot rolling is 270 ° C. or less. preferable.
  • the control pass is the final pass of hot rolling, so the Al—Mg—Si system immediately before the final pass of hot rolling.
  • Control pass so that the surface temperature of the alloy plate is 470 to 350 ° C., and the surface temperature of the alloy plate is 230 ° C. or less at a cooling rate of 50 ° C./min or more by rolling or forced cooling after rolling and rolling.
  • Mg 2 Si is finely and uniformly deposited on the Al-Mg-Si alloy plate after the hot rolling and before the cold rolling, and the processing strain existing in the Al-Mg-Si alloy plate is reduced. Heat treatment is performed for the purpose.
  • the heat treatment of the Al—Mg—Si based alloy plate after the end of hot rolling and before the end of cold rolling is performed at a temperature of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less in order to obtain the effect of improving the conductivity.
  • the heat treatment temperature is less than 200 ° C., there is a limit to the improvement in conductivity, and if the heat treatment temperature exceeds 400 ° C., coarse precipitates are formed and high strength and good moldability of the final product cannot be obtained.
  • the temperature is higher than 450 ° C., the recrystallized grains become coarse, which adversely affects the moldability of the final product.
  • the temperature of the heat treatment is preferably 200 ° C. or higher and 300 ° C. or lower, and more preferably 210 ° C. or higher and 280 ° C. or lower.
  • the time for the heat treatment of the Al—Mg—Si based alloy sheet to be performed after the hot rolling and before the cold rolling is not particularly limited.
  • the time may be adjusted at a predetermined temperature in order to improve conductivity.
  • the heat treatment may be performed by adjusting the time in the range of 1 to 12 hours.
  • the heat treatment is preferably performed after the end of hot rolling and before the start of cold rolling in order to enhance the effect of improving the strength of the Al—Mg—Si based alloy sheet by cold rolling.
  • the Al—Mg—Si alloy plate having a predetermined thickness is obtained by cold rolling after the heat treatment.
  • the cold rolling after the heat treatment is preferably performed at a rolling rate of 20% or more in order to improve the strength.
  • the rolling rate of the Al—Mg—Si based alloy sheet by cold rolling after heat treatment is further preferably 30% or more, particularly preferably 60% or more.
  • the Al—Mg—Si alloy plate after cold rolling may be cleaned as necessary.
  • final annealing may be performed after cold rolling.
  • the final annealing is preferably performed at 200 ° C. or less, and more preferably at 180 ° C. or less, particularly 160 ° C. or less in order to prevent the strength of the Al—Mg—Si based alloy sheet from becoming too low.
  • the final annealing time of the Al—Mg—Si based alloy plate may be adjusted so as to obtain necessary workability and strength, and may be selected according to the final annealing temperature in the range of 1 to 10 hours, for example.
  • the production of the Al—Mg—Si based alloy plate of the present application may be performed by a coil or a single plate. Further, the alloy plate may be cut in an arbitrary step after the cold rolling, and the step after the cutting may be performed with a single plate, or may be slit and formed depending on the application.
  • Aluminum alloy slabs having different chemical compositions shown in Table 1 were obtained by the DC casting method.
  • Example 1 The aluminum alloy slab having the chemical composition number 1 in Table 1 was chamfered. Next, the homogenized treatment at 560 ° C. for 5 hours was performed on the alloy slab after chamfering in a heating furnace, and then the pre-hot rolling at 540 ° C. for 4 hours was performed by changing the temperature in the same furnace. After heating before hot rolling, a 540 ° C. slab was taken out from the heating furnace, and rough hot rolling was started. After the thickness of the alloy plate during the rough hot rolling reaches 25 mm, the final pass of the rough hot rolling is performed at an average cooling rate of 80 ° C./min from the alloy plate temperature 461 ° C. immediately before the pass, An alloy plate having a hot rolling temperature of 243 ° C. and a thickness of 12 mm was obtained. In the final pass of the rough hot rolling, the alloy plate was moved while rolling, and forced cooling was performed by water cooling in which water was sprayed on the alloy plate sequentially from above and below the portion of the rolled alloy plate.
  • the alloy plate was subjected to finish hot rolling from a temperature immediately before finishing hot rolling of 241 ° C. to obtain an alloy plate having a thickness of 7.0 mm.
  • the temperature of the alloy sheet immediately after the finish hot rolling was 131 ° C.
  • the alloy plate after finish hot rolling was heat treated at 215 ° C. for 2 hours, and then cold rolled at a rolling rate of 98% to obtain an aluminum alloy plate having a product plate thickness of 0.15 mm.
  • Examples 2 to 39, Comparative Examples 1 to 6 After chamfering the aluminum alloy slab described in Table 1, treatment was performed under the conditions described in Table 2 to Table 6 to obtain an aluminum alloy plate. As in Example 1, in all Examples and Comparative Examples, homogenization treatment and heating before hot rolling are continuously performed in the same furnace, and forced cooling after the final pass of rough hot rolling is performed while rolling. It was selected from water cooling in which the alloy plate was moved and water was sprayed on the alloy plate sequentially from the upper and lower sides with respect to the part of the rolled alloy plate, air cooling to be blown and cooled after completion of the final hot hot rolling pass, and no forced cooling. In some examples, final annealing was performed after cold rolling.
  • Example 14 the final pass of rough hot rolling was used as the final pass of hot rolling, and the finish hot rolling was not performed.
  • the tensile strength, conductivity, and workability of the obtained alloy plate were evaluated by the following methods.
  • Tensile strength was measured for JIS No. 5 specimens at room temperature by a conventional method.
  • the electrical conductivity was obtained as a relative value (% IACS) when the electrical conductivity of annealed standard annealed copper (volume low efficiency 1.7241 ⁇ 10 ⁇ 2 ⁇ m) adopted internationally was 100% IACS.
  • the thickness of the alloy plate is 0.4 mm or more, the thickness of each alloy plate is bent inside radius, and when the thickness of the alloy plate is less than 0.4 mm, the bending inside A radius test was performed with a radius of 0, and a bending test by the 6.3 V block method of JIS Z 2248 metal material bending test method was performed.
  • Tables 2 to 6 show the evaluation results of tensile strength, electrical conductivity, and workability.
  • the surface temperature of the alloy sheet immediately after the end of hot rolling is 230 ° C. or less
  • the heat treatment temperature after the end of hot rolling and before the end of cold rolling is in the range of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • the tensile strength and electrical conductivity are high and the workability is good
  • the chemical composition specified in the present application the surface temperature of the alloy sheet immediately after the hot rolling is finished, or the cold after the hot rolling is finished.
  • at least one of the heat treatment temperatures before the end of the hot rolling does not satisfy the specified range of the present application
  • at least one of the tensile strength and the electrical conductivity is inferior to the examples, and the workability is inferior.
  • This embodiment is an embodiment of the invention according to claims 11 to 22.
  • Aluminum alloy slabs having different chemical compositions shown in Table 7 were obtained by the DC casting method.
  • the ingot of the chemical composition number 120 containing rare earth used the raw material containing misch metal for casting.
  • Example 101 The aluminum alloy slab having the chemical composition number 101 in Table 7 was chamfered. Next, the homogenized treatment at 570 ° C. for 5 hours was performed on the alloy slab after chamfering in a heating furnace, and then the pre-hot rolling at 540 ° C. for 4 hours was performed by changing the temperature in the same furnace. After heating before hot rolling, a 540 ° C. slab was taken out from the heating furnace, and rough hot rolling was started. After the thickness of the alloy plate during the rough hot rolling reaches 25 mm, the final pass of the rough hot rolling is performed at an average cooling rate of 80 ° C./min from the alloy plate temperature immediately before the pass of 460 ° C. An alloy plate having a hot rolling temperature of 242 ° C. and a thickness of 12 mm was obtained. In the final pass of the rough hot rolling, the alloy plate was moved while rolling, and forced cooling was performed by water cooling in which water was sprayed on the alloy plate sequentially from above and below the portion of the rolled alloy plate.
  • the alloy plate was subjected to finish hot rolling from a temperature immediately before finish hot rolling of 240 ° C. to obtain an alloy plate having a thickness of 7.0 mm.
  • the temperature of the alloy sheet immediately after the finish hot rolling was 130 ° C.
  • the alloy plate after finish hot rolling was heat treated at 215 ° C. for 2 hours, and then cold rolled at a rolling rate of 98% to obtain an aluminum alloy plate having a product plate thickness of 0.15 mm.
  • Example 102 to 141 After chamfering the aluminum alloy slab shown in Table 7, it was treated under the conditions shown in Tables 8 to 12 to obtain an aluminum alloy sheet.
  • Example 101 in all Examples and Comparative Examples, homogenization and heating before hot rolling were continuously performed in the same furnace, and forced cooling after the final hot hot rolling pass was performed while rolling. It was selected from water cooling in which the alloy plate was moved and water was sprayed on the alloy plate sequentially from the upper and lower sides with respect to the part of the rolled alloy plate, air cooling to be blown and cooled after completion of the final hot hot rolling pass, and no forced cooling.
  • final annealing was performed after cold rolling.
  • Example 114 the final pass of the rough hot rolling was set as the final pass of the hot rolling, and the finish hot rolling was not performed.
  • the tensile strength, conductivity, and workability of the obtained alloy plate were evaluated by the following methods.
  • Tensile strength was measured for JIS No. 5 specimens at room temperature by a conventional method.
  • the electrical conductivity was obtained as a relative value (% IACS) when the electrical conductivity of annealed standard annealed copper (volume low efficiency 1.7241 ⁇ 10 ⁇ 2 ⁇ m) adopted internationally was 100% IACS.
  • the thickness of the alloy plate is 0.4 mm or more, the thickness of each alloy plate is bent inside radius, and when the thickness of the alloy plate is less than 0.4 mm, the bending inside A radius test was performed with a radius of 0, and a bending test by the 6.3 V block method of JIS Z 2248 metal material bending test method was performed.
  • Tables 8 to 12 show the evaluation results of tensile strength, electrical conductivity, and workability.
  • the surface temperature of the alloy sheet immediately after the end of hot rolling is 230 ° C. or less
  • the heat treatment temperature after the end of hot rolling and before the end of cold rolling is in the range of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less.
  • the tensile strength and electrical conductivity are high and the workability is good
  • the chemical composition specified in the present application the surface temperature of the alloy sheet immediately after the hot rolling is finished, or the cold after the hot rolling is finished.
  • at least one of the heat treatment temperatures before the end of the hot rolling does not satisfy the specified range of the present application
  • at least one of the tensile strength and the electrical conductivity is inferior to the examples, and the workability is inferior.
  • the present invention can be used for manufacturing an Al—Mg—Si alloy plate.

Abstract

高い導電率と良好な加工性を有しつつ高い強度を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法を提供する。　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法において、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度を２３０℃以下とし、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃未満の温度で熱処理を行う。

Description

Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
　この発明は、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法、特に熱伝導性、導電性、強度および加工性に優れたＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法に関する。
　薄型テレビ、パーソナルコンピューター用薄型モニター、ノートパソコン、タブレットパソコン、カーナビゲーションシステム、ポータブルナビゲーションシステム、スマートフォンや携帯電話等の携帯端末等の製品のシャーシ、メタルベースプリント基板、内部カバーのように発熱体を内蔵または装着する部材材料においては、速やかに放熱するための優れた熱伝導性、強度および加工性が求められる。
　ＪＩＳ１１００、１０５０、１０７０等の純アルミニウム合金は熱伝導性に優れるが、強度が低い。高強材として用いられるＪＩＳ５０５２に等のＡｌ－Ｍｇ合金（５０００系合金）は、純アルミニウム系合金よりも熱伝導性および導電性が著しく劣る。
　これに対しＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金（６０００系合金）は、熱伝導性および導電性が良く時効硬化により強度向上を図ることができるため、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金を用いて強度、熱伝導性、加工性に優れたアルミニウム合金板を得る方法が検討されている。
　例えば、特許文献１には、Ｍｇを０．１～０．３４質量％、Ｓｉを０．２～０．８質量％、Ｃｕを０．２２～１．０質量％含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、Ｓｉ／Ｍｇ含有量比が１．３以上であるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金を、半連続鋳造で厚さ２５０ｍｍ以上の鋳塊とし、４００～５４０℃の温度で予備加熱を経て熱間圧延、５０～８５％の圧下率で冷間圧延を施した後、１４０～２８０℃の温度で焼鈍をすることを特徴とする、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金圧延板の製造方法が開示されている。
　特許文献２には、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｍｇ：０．２～１．５質量％、Ｆｅ：０．３質量％以下を含有し、さらに、Mｎ：０．０２～０．１５質量％、Ｃｒ：０．０２～０．１５％の１種または２種を含有するとともに、残部がAｌおよび不可避不純物中のＴｉが０．２％以下に規制するか、もしくはこれにＣｕ：０．０１～１質量％か希土類元素：０．０１～０．２質量％の１種または２種を含有する組成を有するアルミニウム合金版を連続鋳造圧延により作製し、その後冷間圧延し、次いで５００～５７０℃の溶体化処理を行い、続いてさらに冷間圧延率５～４０％で冷間圧延を行い、冷間圧延後１５０～１９０℃未満に加熱する時効処理を行うことを特徴とする熱伝導性、強度および曲げ加工性に優れたアルミニウム合金板の製造方法が記載されている。
　特許文献３には、Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下を含有し、さらにＴｉ：０．１質量％以下またはＢ：０．１質量％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるか、もしくはさらに不純物としてのＭｎおよびＣｒが、Ｍｎ：０．１質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以下に規制されているＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊を、熱間圧延し、さらに冷間圧延する工程を含む合金板の製造方法であって、熱間圧延後で冷間圧延終了までの間に、２００～４００℃で１時間以上保持することにより熱処理を行うことを特徴とするＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法が示されている。
　なお、特許文献３に記載のとおり、ＪＩＳ１０００系から７０００系のアルミニウム合金においては、熱伝導率と導電率が良好な相関性を示し、優れた熱伝導性を有するアルミニウム合金板は優れた導電率を有し、放熱部材材料はもちろん導電部材材料として用いることができる。
特開２０１２－６２５１７号公報 特開２００７－９２６２号公報 特開２００３－３２１７５５号公報
　しかしながら、特許文献１記載の製造方法で得られる合金圧延板の引張強さの改善は合金組成によるところが大きく、工程条件の検討が不十分である。また、特許文献１規定の合金圧延板の化学組成は、比較的Ｃｕを多く含むものであり、Ａｌの次に多い元素は、ＳｉもしくはＣｕであり、Ｍｇの含有量が比較的少なくＳｉおよびＭｇをほぼ同じ割合で含有する合金は含まれない。
　特許文献２では、比較的高い強度を有するアルミニウム合金板が得られるものの実施例記載の導電率は特許文献１記載の合金板より低い。また、特許文献２において高い強度が得られるのは、冷間圧延の途中のアルミニウム合金板に５００℃以上の高温の熱処理とその後の急冷からなる溶体化処理を施した後、冷間圧延を更に実施した後時効処理を行うからであるが、溶体化処理によりコストが高くなる。
　特許文献３では、特許文献１より高い強度のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板が得られるが、熱間圧延の最終パス（特許文献３では熱間仕上げ圧延に相当）の検討がなされておらず、工程条件の検討は十分とは言い難い。
　本発明は、上述した技術背景に鑑み、熱間圧延より後の工程において溶体化処理を適用せずに、高い導電率と良好な加工性を有しつつ更に強度を改善することができるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題は、以下の手段によって解決される。
（１）Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃以下の温度で熱処理を行うＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（２）Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊の化学組成が、Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる前項１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（３）不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、およびＴｉが、それぞれ０．１質量％以下に規制されている前項１または前項２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（４）熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施する前項１ないし前項３の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（５）熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下である前項１ないし前項４の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（６）熱処理温度が２００℃以上３００℃以下である前項１ないし前項５の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（７）熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上である前項１ないし前項６の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（８）冷間圧延後に最終焼鈍を実施する前項１ないし前項７の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（９）最終焼鈍の温度が２００℃以下である前項８に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１０）熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施する前項１ないし前項９の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１１）Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、さらにＴｉ：０．１質量％以下またはＢ：０．１質量％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃以下の温度で熱処理を行うＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１２）不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、およびＺｎが、それぞれ０．１質量％以下に規制されている前項１１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１３）不純物としてのＮｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｐｂ、Ｓｎ、ＢｉおよびＺｒが、それぞれ０．０５質量％以下に規制されている前項１１または前項１２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１４）不純物としてのＡｇが０．０５質量％以下に規制されている前項１１ないし前項１３の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１５）不純物としての希土類元素の合計含有量が０．１質量％以下に規制されている前項１１ないし前項１４の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１６）熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施する前項１１ないし前項１５の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１７）熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下である前項１１ないし前項１６の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１８）熱処理温度が２００℃以上３００℃以下である前項１１ないし前項１７の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（１９）熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上である前項１１ないし前項１８の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（２０）冷間圧延後に最終焼鈍を実施する前項１１ないし前項１９の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（２１）最終焼鈍の温度が２００℃以下である前項２０に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
（２２）熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施する前項１１ないし前項２１の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
　前項（１）に記載の発明によれば、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃以下の温度で熱処理を行うため、熱間圧延による有効な焼き入れ効果が得られ、熱処理時により導電率を向上させ、その後の冷間圧延により加工硬化させることにより、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（２）に記載の発明によれば、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊の化学組成が、Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（３）に記載の発明によれば、不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、およびＴｉが、それぞれ０．１質量％以下に規制されているため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（４）に記載の発明によれば、熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施するため、その後の冷間圧延により加工硬化させることにより、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（５）に記載の発明によれば、熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下であるため、熱間圧延による焼き入れ効果を高めることができる。　　　
　前項（６）に記載の発明によれば、熱処理温度が２００℃以上３００℃以下であるため、確実に導電率と強度を向上させることができる。
　前項（７）に記載の発明によれば、熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上であるため、冷間圧延によりＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の強度を向上させるとともに良好な加工性を得ることができる。
　前項（８）に記載の発明によれば、冷間圧延後に最終焼鈍を実施するため、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の加工性が良好なものとなる。
　前項（９）に記載の発明によれば、最終焼鈍の温度が２００℃以下であるため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１０）に記載の発明によれば、熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施するため、熱間圧延による焼き入れ効果を高めることができる。
　前項（１１）に記載の発明によれば、Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、さらにＴｉ：０．１質量％以下またはＢ：０．１質量％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃未満の温度で熱処理を行うため、熱間圧延による有効な焼き入れ効果が得られ、熱処理時により導電率を向上させ、その後の冷間圧延により加工硬化させることにより、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１２）に記載の発明によれば、不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、およびＺｎが、それぞれ０．１質量％以下に規制されているため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１３）に記載の発明によれば、不純物としてのＮｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｐｂ、Ｓｎ、ＢｉおよびＺｒが、それぞれ０．０５質量％以下に規制されているため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１４）に記載の発明によれば、不純物としてのＡｇが０．０５質量％以下に規制されているため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１５）に記載の発明によれば、不純物としての希土類元素の合計含有量が０．１質量％以下に規制されているため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１６）に記載の発明によれば、熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施するため、その後の冷間圧延により加工硬化させることにより、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（１７）に記載の発明によれば、熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下であるため、熱間圧延による焼き入れ効果を高めることができる。
　前項（１８）に記載の発明によれば、熱処理温度が２００℃以上３００℃以下であるため、確実に導電率と強度を向上させることができる。
　前項（１９）に記載の発明によれば、熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上であるため、冷間圧延によりＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の強度を向上させるとともに良好な加工性を得ることができる。
　前項（２０）に記載の発明によれば、冷間圧延後に最終焼鈍を実施するため、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の加工性が良好なものとなる。
　前項（２１）に記載の発明によれば、最終焼鈍の温度が２００℃以下であるため、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性が良好なＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板を製造することができる。
　前項（２２）に記載の発明によれば、熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施するため、熱間圧延による焼き入れ効果を高めることができる。
　本願発明者は、熱間圧延、冷間圧延を順次施するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法において、熱間圧延上がりの合金板の表面温度を所定の温度以下とするとともに、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に熱処理を施すことにより、高い導電率と良好な加工性を有しつつ高い強度を有するＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板が得られることを見出し本願の発明に至った。
　以下に、本願のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法について詳細に説明する。　
　本願のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金組成において、各元素の添加目的および好ましい含有量を示す。
　ＭｇおよびＳｉは強度の発現に必要な元素であり、それぞれの含有量はＳｉ：０．２質量％以上０．８質量％以下、Ｍｇ：０．３質量％以上１質量％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量が０．２質量％未満あるいはＭｇ含有量が０．３質量％未満では強度が低くなる。一方、Ｓｉ含有量が０．８質量％、Ｍｇ含有量が１質量％を超えると、熱間圧延での圧延負荷が高くなって生産性が低下し、得られるアルミニウム合金板の成形加工性も悪くなる。Ｓｉ含有量は０．２質量％以上０．６質量％以下が更に好ましく、更に０．３２質量％以上０．６０質量％以下が特に好ましい。Ｍｇ含有量は、０．４質量％以上１．０質量％以下が更に好ましく、０．４５質量％以上０．９質量％以下がより好ましく、特に０．４５質量％以上０．５５質量％以下が好ましい。
　ＦｅおよびＣｕは成形加工上必要な成分であるが、多量に含有すると耐食性が低下する。本願においてＦｅ含有量およびＣｕ含有量はそれぞれ０．５質量％以下に規制ことが好ましい。Ｆｅ含有量は０．３５質量％以下に規制することが更に好ましく、特に０．１質量％以上０．２５質量％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．２質量％以下であることが更に好ましく、特に０．１質量％以下であることが好ましい。
　また、合金元素には種々の不純物元素が不可避的に含有されるが、ＭｎおよびＣｒは伝導性および導電性を低下させ、Ｚｎは含有量が多くなると合金材の耐食性を低下させるため少ないことが好ましい。Ｔｉは、合金をスラブに鋳造する際に結晶粒を微細化するとともに凝固割れを防止する効果があるが、多量に含有すると、晶出物がサイズの大きい晶出物が多く生成するため、製品の加工性や熱伝導性および導電率が低下する。不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、ＺｎおよびＴｉのそれぞれの含有量は０．１質量％以下が好ましく、更に０．０５質量％以下が好ましい。
　ＴｉおよびＢは、合金をスラブに鋳造する際に結晶粒を微細化するとともに凝固割れを防止する効果がある。前記効果はＴｉまたはＢの少なくとも１種の添加により得られ、両方を添加してもよい。しかしながら、多量に含有すると、晶出物がサイズの大きい晶出物が多く生成するため、製品の加工性や熱伝導性および導電率が低下する。Ｔｉ含有量は０．１質量以下が好ましく、更に０．００５質量％以上０．０５質量％以下が好ましい。また、Ｂ含有量は０．１質量％以下が好ましく、特に０．０６質量％が好ましい。
　上記以外のその他の不純物元素としては、Ｎｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ａｇ、希土類等が挙げられるが、これらに限定されるものではなく、これらその他の不純物元素のうち希土類以外は個々の元素の含有量として０．０５質量％以下であることが好ましい。上記その他の不純物元素のうち希土類は、１種または複数種の元素が含まれていてもよく、ミッシュメタルの状態で含まれている鋳造用原料に由来するものでも良いが、希土類元素の合計含有量は０．１質量％以下であることが好ましく、更に０．０５質量％以下であることが好ましい。
　次に、本願規定のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を得るための処理工程について記述する。
　常法にて溶解成分調整し、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊を得る。得られた合金鋳塊に熱間圧延前加熱より前の工程として均質化処理を施すことが好ましい。
　前記均質化処理は、５００℃以上で行うことが好ましい。
　前記熱間圧延前加熱はＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊中に晶出物およびＭｇ、Ｓｉを固溶させ均一な組織とするために実施するが、温度が高すぎると鋳塊中で部分的な融解が起こる可能性があるため、４５０℃以上５８０℃以下で行うことが好ましく、特に５００℃以上５８０℃以下で行うことが好ましい。
　Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊に均質化処理を行った後冷却し、熱間圧延前加熱を行っても良いし、均質化処理と熱間圧延前加熱を連続して行っても良く、前記均質化処理および熱間圧延前加熱の好ましい温度範囲にて均質化処理と熱間圧延前加熱を兼ねて同じ温度で加熱しても良い。
　鋳造後熱間圧延前加熱前に鋳塊の表面近傍の不純物層を除去する為に鋳塊に面削を施すことが好ましい。面削は鋳造後均質化処理前であっても良いし、均質化処理後熱間圧延前加熱前であってもよい。
　熱間圧延前加熱後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延を施す。
　熱間圧延は粗熱間圧延と仕上げ熱間圧延からなり、粗熱間圧延機を用い複数のパスからなる粗熱間圧延を行った後、粗熱間圧延機とは異なる仕上げ熱間圧延機を用いて仕上げ熱間圧延を行う。なお、本願において、粗熱間圧延機での最終パスを熱間圧延の最終パスとする場合は、仕上げ熱間圧延を省略することができる。
　本願において、仕上げ熱間圧延は、上下一組のワークロールもしくは二組以上のワークロールが連続して設置された圧延機を用いて１方向からＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を導入し１回のパスで実施される。
　冷間圧延をコイルで実施する場合には、仕上げ熱間圧延後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を巻き取り装置で巻き取って熱延コイルとすればよい。仕上げ熱間圧延を省略し、粗熱間圧延の最終パスを熱間圧延の最終パスとする場合は、粗熱間圧延の後、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を巻き取り装置にて巻き取って熱延コイルとしてもよい。
　粗熱間圧延では、溶体化処理に準じてＭｇおよびＳｉが固溶された状態を保持した後、粗熱間圧延のパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくは粗熱間圧延のパス後とパス後の強制冷却による温度降下により焼き入れの効果を得ことができる。
　本願において粗熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が３５０℃以上４７０℃以下でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを制御パスと呼ぶ。制御パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を３５０℃以上４７０℃以下としたのは、３５０℃未満では粗熱間圧延における急冷による焼き入れの効果が小さく、４７０℃より高い温度ではパス上がりのＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の急冷が困難であるからである。
　上記平均冷却速度は制御パスにおいて強制冷却を行わない場合は制御パスの開始から終了まで、制御パス後に強制冷却を行う場合は制御パスの開始から強制冷却の終了までのＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の温度降下（℃）を要した時間（分）で除した値とする。
　制御パス後の強制冷却は、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板を圧延しながら圧延後の部位に対し順次実施してもよいし、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板全体を圧延した後実施してもよい。強制冷却の方法は限定されないが、水冷であっても空冷であってもよいし、クーラントを利用してもよい。
　前記制御パスは少なくとも１回実施することが好ましく、複数回実施しても良い。制御パスを複数回実施する場合、各々の制御パスについてパス後に強制冷却を行うか否かを選択できる。パス直前Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃であって冷却速度が５０℃／分以上であれば制御パスは複数回実施することができるが、１回の制御パスでＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の温度を３５０℃未満に降下させることにより効率よく効果的に焼き入れを行うことができる。
　本願において、粗熱間圧延の最終パス後に強制冷却を行わない場合は、熱間圧延の最終パス直後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を粗熱間圧延上がり温度とし、粗熱間圧延の最終パス後に強制冷却を行う場合は、強制冷却終了直後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度を粗熱間圧延上がり温度とする。
　本願において仕上げ熱間圧延を実施する場合は仕上げ熱間圧延の終了、仕上げ熱間圧延を実施しない場合は粗熱間圧延の最終パスの終了をもって熱間圧延の終了とし、熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２３０℃以下とする。熱間圧延終了直後の合金板の温度を２３０℃以下とすることにより有効な焼き入れ効果が得られる。
　熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が高すぎると、焼き入れの効果が不足し、熱間圧延終了後冷間圧延終了前に熱処理を実施しても強度の向上が不十分となる。熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２００℃以下が好ましく、更に１５０℃以下が好ましく、特に１３０℃以下が好ましい。
　なお、粗熱間圧延の後仕上げ熱間圧延を行う場合は、仕上げ熱間圧延のパスによる焼き入れ効果を得るために、仕上げ熱間圧延直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２７０℃以下であることが好ましい。
　また、仕上げ熱間圧延を行わず粗熱間圧延の最終パスが制御パスではない場合も同様に、粗熱間圧延最終パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度は２７０℃以下が好ましい。
　一方、仕上げ熱間圧延を行わず粗熱間圧延の最終パスが制御パスである場合、制御パスが熱間圧延の最終パスとなるので、熱間圧延の最終パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃であって圧延もしくは圧延と圧延後の強制冷却により冷却速度が５０℃／分以上の冷却速度で合金板の表面温度が２３０℃以下となるように制御パスを実施する。
　熱間圧延終了後冷間圧延終了前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板に対し、Ｍｇ２Ｓｉを微細かつ均一に析出させるとともに、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板中に存在する加工歪を減少させる目的で熱処理を施す。  　
　本願において熱間圧延終了後冷間圧延終了前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板への熱処理は導電率向上の効果を得るために２００℃以上４００℃以下の温度で実施する。熱処理温度が２００℃未満では導電率向上に限界があり、熱処理温度が４００℃を超えると、粗大析出物が形成され最終製品の高い強度や良好な成形加工性が得られない。更に、４５０℃以上になると再結晶粒の粗大化により最終製品の成形加工性に悪影響を及ぼす。前記熱処理の温度は２００℃以上３００℃以下が好ましく、更に２１０℃以上２８０℃以下が好ましい。
　前記熱間圧延終了後冷間圧延終了前において実施するＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の熱処理の時間は特に限定されないが、導電率向上のために所定の温度で時間を調節すればよく、例えば、１～１２時間の範囲で時間を調節して熱処理を実施すればよい。
　前記熱処理の後、冷間圧延を実施することに加工硬化し強度が更に向上する。
　前記熱処理はＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷間圧延による強度向上効果を高めるため、熱間圧延終了後冷間圧延開始前に実施することが好ましい。
　前記熱処理後の冷間圧延により所定の厚さのＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板とする。熱処理後の冷間圧延は強度向上の為２０％以上の圧延率で実施されることが好ましい。熱処理後の冷間圧延によるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の圧延率は更に３０％以上が好ましく、特に６０％以上が好ましい。
　冷間圧延後のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板に必要に応じて洗浄を実施しても良い。
　Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の加工性を更に重視する場合は冷間圧延後に最終焼鈍を実施しても良い。最終焼鈍はＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の強度が低くなりすぎないようにする為に２００℃以下で実施することが好ましく、更に１８０℃以下、特に１６０℃以下で実施することが好ましい。
　前記Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の最終焼鈍の時間は必要な加工性および強度が得られるよう調節すればよく、例えば、１～１０時間の範囲で最終焼鈍の温度により選択すれば良い。
　なお、本願のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造はコイルで行ってもよく、単板で行ってもよい。また、冷間圧延より後の任意の工程で合金板を切断し切断後の工程を単板で行ってもよいし、用途に応じスリットし条にしても良い。
　以下に本発明の実施例および比較例を示す。
　（第１の実施例）
　この実施例は、請求項１～１０に係る発明についての実施例である。
　表１に示す化学組成の異なるアルミニウム合金スラブをＤＣ鋳造法により得た。 
　［実施例１］
　表１の化学組成番号１のアルミニウム合金スラブに面削を施した。次に、面削後の合金スラブに対し加熱炉中で５６０℃５ｈの均質化処理を実施した後、同じ炉中で温度を変化させ５４０℃４ｈの熱間圧延前加熱を実施した。熱間圧延前加熱後５４０℃のスラブを加熱炉中から取り出し、粗熱間圧延を開始した。粗熱間圧延中の合金板の厚さが２５ｍｍとなった後、パス直前の合金板温度４６１℃から平均冷却速度８０℃／分にて、粗熱間圧延の最終パスを実施し、粗熱間圧延上がり温度２４３℃厚さ１２ｍｍの合金板とした。なお、粗熱間圧延の最終パスでは、圧延しながら合金板を移動させ、圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷による強制冷却を実施した。
　粗熱間圧延の後、合金板に仕上げ熱間圧延直前温度２４１℃から仕上げ熱間圧延を実施し、厚さ７．０ｍｍの合金板を得た。仕上げ熱間圧延直後の合金板の温度は１３１℃であった。仕上げ熱間圧延後の合金板に２１５℃２ｈの熱処理を施した後、圧延率９８％の冷間圧延を実施し、製品板厚０．１５ｍｍのアルミニウム合金板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　［実施例２～３９、比較例１～６］
　表１に記載のアルミニウム合金スラブに面削を施した後、表２～表６に記載の条件で、処理を施し、アルミニウム合金板を得た。なお、実施例１と同様に全ての実施例および比較例において均質化処理と熱間圧延前加熱は同じ炉で連続して実施し、粗熱間圧延最終パス後の強制冷却は、圧延しながら合金板を移動させ圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷、粗熱間圧延最終パス完了後に送風冷却する空冷、および強制冷却無しの中から選択した。また、一部の実施例では冷間圧延後に最終焼鈍を実施した。
　実施例１４では、粗熱間圧延の最終パスを熱間圧延の最終パスとし、仕上げ熱間圧延を実施しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　得られた合金板の引張強さ、導電率、加工性を以下の方法により評価した。
　引張強さは、ＪＩＳ５号試験片について、常温で常法により測定した。
　導電率は、国際的に採択された焼鈍標準軟銅（体積低効率１．７２４１×１０－２μΩｍ）の導電率を１００％ＩＡＣＳとしたときの相対値（％ＩＡＣＳ）として求めた。
　加工性は、曲げ角度を９０°、合金板の厚さが０．４ｍｍ以上の場合はそれぞれの合金板の板厚を曲げ内側半径、合金板の厚さが０．４ｍｍ未満の場合は曲げ内側半径を０として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８金属材料曲げ試験方法の６．３　Ｖブロック法による曲げ試験を実施し、割れが発生しなかったものを○、割れが発生したものを×として評価した。
　引張強さ、導電率、および加工性の評価結果を表２～表６に示す。
　本願規定の化学組成を有し、熱間圧延終了直後の合金板の表面温度が２３０℃以下であり熱間圧延終了後冷間圧延終了前の熱処理温度が２００℃以上４００℃以下の範囲内である実施例では、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性も良好であるのに対し、本願規定の化学組成、熱間圧延終了直後の合金板の表面温度もしくは熱間圧延終了後冷間圧延終了前の熱処理温度の少なくとも一つが本願規定範囲を満足しない比較例は引張強さもしくは導電率の少なくともどちらかが実施例に劣り、加工性に劣るものもある。
　（第２の実施例）
　この実施例は、請求項１１～２２に係る発明についての実施例である。
表７に示す化学組成の異なるアルミニウム合金スラブをＤＣ鋳造法により得た。 なお、希土類が含まれる化学組成番号１２０の鋳塊はミッシュメタルが含まれる原料を鋳造に用いた。
　［実施例１０１］
　表７の化学組成番号１０１のアルミニウム合金スラブに面削を施した。次に、面削後の合金スラブに対し加熱炉中で５７０℃５ｈの均質化処理を実施した後、同じ炉中で温度を変化させ５４０℃４ｈの熱間圧延前加熱を実施した。熱間圧延前加熱後５４０℃のスラブを加熱炉中から取り出し、粗熱間圧延を開始した。粗熱間圧延中の合金板の厚さが２５ｍｍとなった後、パス直前の合金板温度４６０℃から平均冷却速度８０℃／分にて、粗熱間圧延の最終パスを実施し、粗熱間圧延上がり温度２４２℃厚さ１２ｍｍの合金板とした。なお、粗熱間圧延の最終パスでは、圧延しながら合金板を移動させ、圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷による強制冷却を実施した。
　粗熱間圧延の後、合金板に仕上げ熱間圧延直前温度２４０℃から仕上げ熱間圧延を実施し、厚さ７．０ｍｍの合金板を得た。仕上げ熱間圧延直後の合金板の温度は１３０℃であった。仕上げ熱間圧延後の合金板に２１５℃２ｈの熱処理を施した後、圧延率９８％の冷間圧延を実施し、製品板厚０．１５ｍｍのアルミニウム合金板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　［実施例１０２～１４１、比較例１０１～１０６］
　表７に記載のアルミニウム合金スラブに面削を施した後、表８～表１２に記載の条件で、処理を施し、アルミニウム合金板を得た。なお、実施例１０１と同様に全ての実施例および比較例において均質化処理と熱間圧延前加熱は同じ炉で連続して実施し、粗熱間圧延最終パス後の強制冷却は、圧延しながら合金板を移動させ圧延後の合金板の部位に対し順次上下から水を合金板に噴霧する水冷、粗熱間圧延最終パス完了後に送風冷却する空冷、および強制冷却無しの中から選択した。また、一部の実施例では冷間圧延後に最終焼鈍を実施した。
　実施例１１４では、粗熱間圧延の最終パスを熱間圧延の最終パスとし、仕上げ熱間圧延を実施しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　得られた合金板の引張強さ、導電率、加工性を以下の方法により評価した。
　引張強さは、ＪＩＳ５号試験片について、常温で常法により測定した。
　導電率は、国際的に採択された焼鈍標準軟銅（体積低効率１．７２４１×１０－２μΩｍ）の導電率を１００％ＩＡＣＳとしたときの相対値（％ＩＡＣＳ）として求めた。
　加工性は、曲げ角度を９０°、合金板の厚さが０．４ｍｍ以上の場合はそれぞれの合金板の板厚を曲げ内側半径、合金板の厚さが０．４ｍｍ未満の場合は曲げ内側半径を０として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８金属材料曲げ試験方法の６．３　Ｖブロック法による曲げ試験を実施し、割れが発生しなかったものを○、割れが発生したものを×として評価した。
　引張強さ、導電率、および加工性の評価結果を表８～表１２に示す。
　本願規定の化学組成を有し、熱間圧延終了直後の合金板の表面温度が２３０℃以下であり熱間圧延終了後冷間圧延終了前の熱処理温度が２００℃以上４００℃以下の範囲内である実施例では、引張強さおよび導電率が高い値を示し加工性も良好であるのに対し、本願規定の化学組成、熱間圧延終了直後の合金板の表面温度もしくは熱間圧延終了後冷間圧延終了前の熱処理温度の少なくとも一つが本願規定範囲を満足しない比較例は引張強さもしくは導電率の少なくともどちらかが実施例に劣り、加工性に劣るものもある。
　本願は、いずれも２０１６年３月３０日付で出願された日本国特許出願の特願２０１６－６７３５７号および特願２０１６－６７３５８号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
　ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
　本発明は、多くの異なった形態で具現化され得るものであるが、この開示は本発明の原理の実施例を提供するものと見なされるべきであって、それら実施例は、本発明をここに記載しかつ／または図示した好ましい実施形態に限定することを意図するものではないという了解のもとで、多くの図示実施形態がここに記載されている。
　本発明の実施形態を幾つかここに記載したが、本発明は、ここに記載した各種の好ましい実施形態に限定されるものではなく、この開示に基づいていわゆる当業者によって認識され得る、均等な要素、修正、削除、組み合わせ（例えば、各種実施形態に跨る特徴の組み合わせ）、改良及び／又は変更を有するありとあらゆる実施形態をも包含するものである。クレームの限定事項はそのクレームで用いられた用語に基づいて広く解釈されるべきであり、本明細書あるいは本願のプロセキューション中に記載された実施例に限定されるべきではなく、そのような実施例は非排他的であると解釈されるべきである。
　この発明はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造に利用することができる。

Claims (22)

  1. 　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃以下の温度で熱処理を行うＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  2. 　Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊の化学組成が、Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる請求項１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  3. 　不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、およびＴｉが、それぞれ０．１質量％以下に規制されている請求項１または請求項２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  4. 　熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施する請求項１ないし請求項３の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  5. 　熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下である請求項１ないし請求項４の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  6. 　熱処理温度が２００℃以上３００℃以下である請求項１ないし請求項５の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  7. 　熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上である請求項１ないし請求項６の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  8. 　冷間圧延後に最終焼鈍を実施する請求項１ないし請求項７の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  9. 　最終焼鈍の温度が２００℃以下である請求項８に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  10. 　熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施する請求項１ないし請求項９の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  11. 　Ｓｉ：０．２～０．８質量％、Ｍｇ：０．３～１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下を含有し、さらにＴｉ：０．１質量％以下またはＢ：０．１質量％以下の少なくとも１種を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金鋳塊に熱間圧延、冷間圧延を順次実施する合金板の製造方法であって、 熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２３０℃以下であり、熱間圧延終了後であって冷間圧延終了前に２００℃以上４００℃以下の温度で熱処理を行うＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  12. 　不純物としてのＭｎ、Ｃｒ、およびＺｎが、それぞれ０．１質量％以下に規制されている請求項１１に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  13. 　不純物としてのＮｉ、Ｖ、Ｇａ、Ｐｂ、Ｓｎ、ＢｉおよびＺｒが、それぞれ０．０５質量％以下に規制されている請求項１１または請求項１２に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  14. 　不純物としてのＡｇが０．０５質量％以下に規制されている請求項１１ないし請求項１３の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  15. 　不純物としての希土類元素の合計含有量が０．１質量％以下に規制されている請求項１１ないし請求項１４の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  16. 　熱処理を熱間圧延終了後であって冷間圧延の開始前に実施する請求項１１ないし請求項１５の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  17. 　熱間圧延終了直後のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の表面温度が２００℃以下である請求項１１ないし請求項１６の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  18. 　熱処理温度が２００℃以上３００℃以下である請求項１１ないし請求項１７の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  19. 　熱処理後の冷間圧延の圧延率が２０％以上である請求項１１ないし請求項１８の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  20. 　冷間圧延後に最終焼鈍を実施する請求項１１ないし請求項１９の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  21. 　最終焼鈍の温度が２００℃以下である請求項２０に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。
  22. 　熱間圧延の複数のパスのうち、パス直前のＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の表面温度が４７０～３５０℃でありパスによるＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の冷却、もしくはパスとパス後の強制冷却による平均冷却速度が５０℃／分以上であるパスを少なくとも１回実施する請求項１１ないし請求項２１の何れか１項に記載のＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板の製造方法。 
     
PCT/JP2016/088717 2016-03-30 2016-12-26 Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法 WO2017168892A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201680083568.1A CN108884542B (zh) 2016-03-30 2016-12-26 Al-Mg-Si系合金板的制造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016067357A JP2017179454A (ja) 2016-03-30 2016-03-30 Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2016-067358 2016-03-30
JP2016-067357 2016-03-30
JP2016067358A JP6774200B2 (ja) 2016-03-30 2016-03-30 Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017168892A1 true WO2017168892A1 (ja) 2017-10-05

Family

ID=59962959

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/088717 WO2017168892A1 (ja) 2016-03-30 2016-12-26 Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法

Country Status (3)

Country Link
CN (1) CN108884542B (ja)
TW (1) TW201738390A (ja)
WO (1) WO2017168892A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6899759B2 (ja) * 2017-12-12 2021-07-07 日本軽金属株式会社 Ｆｐｄ（フラットパネルディスプレイ）用ペリクル枠体及びその製造方法
CN111705244A (zh) * 2020-07-13 2020-09-25 江苏亚太航空科技有限公司 一种高导电率铝合金圆棒的制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003321755A (ja) * 2002-03-01 2003-11-14 Showa Denko Kk Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板、ならびにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材
JP2005298922A (ja) * 2004-04-13 2005-10-27 Furukawa Sky Kk 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2016160516A (ja) * 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003074750A1 (fr) * 2002-03-01 2003-09-12 Showa Denko K.K. Procede de production d'une plaque en alliage al-mg-si, plaque en alliage al-mg-si et materiau en alliage al-mg-si

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003321755A (ja) * 2002-03-01 2003-11-14 Showa Denko Kk Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板、ならびにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材
JP2005298922A (ja) * 2004-04-13 2005-10-27 Furukawa Sky Kk 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
JP2016160516A (ja) * 2015-03-04 2016-09-05 株式会社神戸製鋼所 アルミニウム合金板

Also Published As

Publication number Publication date
CN108884542A (zh) 2018-11-23
CN108884542B (zh) 2022-03-01
TW201738390A (zh) 2017-11-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017168890A1 (ja) Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金材、Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板及びＡｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2017179457A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材
JPWO2005056859A1 (ja) ベークハード性およびヘム加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板の製造方法
JP6695725B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板
JP2017179454A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP6774196B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材
CN110872664A (zh) Al-Mg-Si系合金板
JP6774199B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2020033604A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
CN110872665B (zh) Al-Mg-Si系合金板
JP6718276B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2017179452A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2017179456A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材
WO2017168892A1 (ja) Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
WO2017168891A1 (ja) Ａｌ－Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2021105198A (ja) 熱伝導性、導電性ならびに強度に優れたアルミニウム合金圧延材およびその製造方法
JP2017179443A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金材
JP2017179444A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板
JP7442304B2 (ja) 熱伝導性、導電性ならびに強度に優れたアルミニウム合金圧延材およびその製造方法
JP6774200B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP6774198B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板
JP2017179451A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP6718275B2 (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2020033606A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法
JP2017179450A (ja) Ａｌ−Ｍｇ―Ｓｉ系合金板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16897107

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 16897107

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1