WO2021070890A1 - アルミニウム合金材 - Google Patents

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tensile strength
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友仁 黒崎
正 箕田
充宏 玉置
珍教 金
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株式会社Uacj
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    • 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
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • 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
    • C22F1/047—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 with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength aluminum alloy material in which anisotropy of strength is suppressed.
  • the high-strength aluminum alloy for example, a 6000 series alloy, a 7000 series alloy, or the like is generally used.
  • the above-mentioned alloy is a heat treatment type alloy, and the heat treatment type alloy requires a solution heat treatment step and an aging heat treatment step, so that there is a problem that the production efficiency is low.
  • the 7000 series alloy contains a large amount of Zn and Cu, there is a problem that corrosion is likely to occur depending on the usage environment.
  • a non-heat treatment type aluminum alloy may be used.
  • a 5000 series alloy having the highest strength is typical.
  • the 5000 series alloy generally has excellent corrosion resistance and does not require solution hardening and aging heat treatment, so that the production efficiency is high.
  • by increasing the additive elements to the 5000 series alloy it is possible to achieve the strength higher than that of the 6000 series alloy. Therefore, a 5000 series aluminum alloy material containing 5% by weight or more of Mg, which is a main additive element, has been proposed (see Patent Documents 1 to 3).
  • the Mg content is increased to 5% by weight or more in order to increase the strength.
  • no consideration is given to the anisotropy of strength in the aluminum alloy material.
  • One aspect of the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide an aluminum alloy material in which high strength is ensured by controlling the metal structure and the anisotropy of strength is suppressed. To provide.
  • the aluminum alloy material according to one aspect of the present invention contains Mg: 7.0 to 10.0% (mass%, the same applies hereinafter) and Ca: 0.1% or less.
  • the balance is an aluminum alloy material composed of aluminum and unavoidable impurities, and the tensile strength is 300 MPa or more and less than 500 MPa, and the breaking elongation is 20% or more.
  • an aluminum alloy material that secures high strength and suppresses anisotropy of strength.
  • the present inventors have diligently researched the alloy composition and metal structure capable of suppressing the anisotropy of strength in a high-strength aluminum alloy material containing a large amount of Mg (magnesium). As a result, it was found that it is possible to suppress the anisotropy of strength by adjusting the alloy composition and the manufacturing process and controlling the appropriate metal structure.
  • the aluminum alloy material of the present embodiment shall be used for members such as home appliances, buildings, structures, transportation equipment, etc., which are required to have strength and isotropic strength. Further, in the following sentences, regarding the description of the unit, “mass%” is simply abbreviated as “%”.
  • Mg (magnesium) mainly exists as a solid solution element and has an effect of improving the strength. By setting the Mg content in the aluminum alloy to 7.0% or more, the effect of improving the strength can be sufficiently obtained.
  • the Mg content in the aluminum alloy exceeds 10.0%, cracks may occur during hot rolling, making manufacturing difficult.
  • the content of Mg in the aluminum alloy is preferably in the range of 7.5% or more and 9.0% or less, and more preferably in the range of 7.5% or more and 8.5% or less.
  • [Ca] Ca (calcium) is mainly present as a compound in an aluminum alloy, and even a small amount may cause cracks during hot working and reduce workability.
  • the Ca content in the aluminum alloy is 0.1% or less, cracking during hot working can be suppressed.
  • the Ca content in the aluminum alloy is more preferably 0.05% or less.
  • [Si] Si (silicon) mainly produces second-phase particles (for example, elemental Si, Al-Si-Fe-Mn-based compound) and acts as a recrystallization nucleation site to refine the crystal grains. It has the effect of. By setting the Si content in the aluminum alloy to 0.02% or more, the effect of making the crystal grains finer can be obtained satisfactorily.
  • the Si content in the aluminum alloy exceeds 0.3%, a large number of coarse second-phase particles may be generated, and the elongation at break of the produced aluminum alloy material may decrease.
  • the content of Si in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.02% or more and 0.2% or less, and more preferably in the range of 0.02% or more and 0.15% or less.
  • Fe (iron) mainly exists as second-phase particles (Al—Fe-based compounds, etc.), and has an effect of refining crystal grains by acting as a recrystallization nucleation site.
  • Fe content in the aluminum alloy By setting the Fe content in the aluminum alloy to 0.02% or more, the effect of making the crystal grains finer can be obtained.
  • the Fe content in the aluminum alloy exceeds 0.5%, a large number of coarse second-phase particles may be generated, and the elongation at break of the produced aluminum alloy material may decrease.
  • the content of Fe in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.02% or more and 0.25% or less, and more preferably in the range of 0.02% or more and 0.2% or less.
  • [Cu] Cu (copper) mainly exists as a solid solution element and has an effect of improving the strength.
  • the effect of improving the strength can be sufficiently obtained.
  • the content of Cu in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.05 or more and 0.5% or less, and more preferably in the range of 0.10% or more and 0.3% or less.
  • [Mn] Mn (manganese) mainly exists as second-phase particles (Al—Mn-based compounds), and has an effect of refining crystal grains by acting as a recrystallization nucleation site. Specifically, when the Mn content in the aluminum alloy is 0.05% or more, the effect of making the crystal grains finer can be sufficiently obtained.
  • the Mn content in the aluminum alloy exceeds 1.0%, a large number of coarse second-phase particles may be generated, and the elongation at break of the produced aluminum alloy material may decrease. From this, the content of Mn in the aluminum alloy is preferably in the range of 0.1% or more and 0.5% or less, and more preferably in the range of 0.15% or more and 0.3% or less.
  • [Cr, V, Zr] Cr chromium), V (vanadium), and Zr (zirconium) are mainly second-phase particles (Al-Fe-Mn-based compounds, Al-Cr-based compounds, Al-V-based compounds, Al-Zr-based compounds, etc.). It has the effect of refining the crystal grains by acting as a recrystallization nucleation site. Specifically, when the content of Cr and V in the aluminum alloy is 0.05% or more, or the content of Zr is 0.02% or more, the effect of making the crystal grains finer can be sufficiently obtained. be able to.
  • the content of Cr and V in the aluminum alloy is preferably 0.2% or less.
  • the Zr content in the aluminum alloy is preferably 0.1%.
  • the content of Cr, V, and Zr in the aluminum alloy is not limited to the above, and it is sufficient that at least one of Cr, V, and Zr is contained in the aluminum alloy.
  • Ti titanium
  • the Ti content in the aluminum alloy is more preferably 0.1% or less.
  • an aluminum alloy material (H material) having a tensile strength of 300 MPa or more and less than 500 MPa and a breaking elongation of 20% or more is performed by performing a manufacturing process described later on the aluminum alloy having the above composition. Can be produced. As a result, it is possible to prevent the tensile strength from falling below 300 MPa and causing insufficient strength in the final product. In addition, the elongation at break is less than 20%, and it is possible to prevent problems such as cracks from occurring during processing of the final product.
  • the tensile strength of the aluminum alloy material is more preferably 350 MPa or more. Further, the elongation at break of the aluminum alloy material is more preferably 25% or more.
  • the aluminum alloy material 1 of the present embodiment has a plane formed by a rolling direction (final processing direction) and a plate width direction at the time of final rolling by a set of rolls 2 from the rolling direction to the plate width direction.
  • the standard deviation of the tensile strength in the 0 ° direction, the 45 ° direction from the rolling direction to the plate width direction, and the 90 ° direction (plate width direction) from the rolling direction to the plate width direction is set to be 10 [MPa] or less. ing.
  • the standard deviation of the tensile strength is calculated by the formula (1) described later.
  • the standard deviation of the tensile strength of the aluminum alloy material 1 is preferably 5 [MPa] or less, and more preferably 3 [MPa] or less.
  • the orientation densities of ⁇ 013 ⁇ ⁇ 100> and ⁇ 011 ⁇ ⁇ 100> calculated using the Crystallite Orientation Distribution Function (ODF) are 5 or less (for example,). It is set to be about 1). This is because when the orientation densities of ⁇ 013 ⁇ ⁇ 100> and ⁇ 011 ⁇ ⁇ 100> exceed 5, the anisotropy of the strength becomes remarkable, and the strength of the final product in a specific direction may decrease. I am considering it.
  • the orientation densities of ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> are set to be 5 or less. This takes into account that if the orientation densities of ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> exceed 5, the intensity anisotropy may become significant.
  • a three-dimensional orientation analysis method using a crystal orientation distribution function is used for the manufactured aluminum alloy material (JJJ, 1992, Vol. 42, No. 6, pp. 358 to 367). (See) is used to calculate the azimuth density.
  • the cross section perpendicular to the processing direction (rolling direction) of the aluminum alloy material is measured by the X-ray diffraction method. At this time, in the range of the inclination angle of 15 to 90 degrees, the (111) plane was used by the reflection method by Schlz (see Journal of Japan Institute of Light Metals, 1983, Vol. 33, No. 4, pp. 230 to 239).
  • the aluminum alloy material of the present embodiment is produced in the order of a casting step, a homogenization step, a hot rolling step, a cold rolling step, and an annealing step. This manufacturing process is an example and is not limited thereto.
  • the slab is cast by a semi-continuous casting method such as a DC (Direct Chill) casting method or a hot top method.
  • the casting speed is preferably 20 mm / min to 100 mm / min in order to prevent the formation of coarse second-phase particles.
  • the processing temperature is set to 400 ° C. or higher and 490 ° C. or lower. This is because if the treatment temperature is 400 ° C. or lower, homogenization may not be sufficiently performed. Further, if the treatment temperature exceeds 490 ° C., the Al—Mg-based compound remaining without being re-solid-dissolved may be melted, which may cause problems such as cracking during hot rolling. In addition, the coarsening of the second phase particles progresses excessively, and in the subsequent recrystallization process, the crystal grains in a specific orientation are likely to grow preferentially, and the anisotropy of the strength may decrease.
  • a two-step homogenization treatment may be performed.
  • the treatment temperature of the first step is set to 400 ° C. or higher and 450 ° C. or lower. This is because if the treatment temperature of the first step is 400 ° C. or lower, homogenization may not be sufficiently performed. Further, if the treatment temperature in the first step exceeds 450 ° C., the Al—Mg-based compound remaining without being re-solid-dissolved may be melted, which may cause problems such as cracking during hot rolling.
  • the processing time of the first stage is set within the range of 5 hours or more and 20 hours or less. This is because the homogenization is not sufficiently performed when the treatment time of the first step is less than 5 hours. Further, if the processing time of the first stage exceeds 20 hours, the productivity is lowered.
  • the Al—Mg-based compound is solid-solved and can be homogenized at a higher temperature.
  • the processing temperature of the second stage is set to 450 ° C. or higher and 490 ° C. or lower. This is because if the treatment temperature in the second stage is less than 450 ° C., homogenization is not sufficiently performed. Further, if the treatment temperature in the second step exceeds 490 ° C., the oxidation of Mg on the surface proceeds, and the concentration of Mg on the surface layer may decrease.
  • the processing time of the second stage is set within the range of 5 hours or more and 20 hours or less. This is because the homogenization is not sufficiently performed when the treatment time of the second step is less than 5 hours. Further, when the treatment time of the second step exceeds 20 hours, the coarsening of the second phase particles progresses excessively, and the crystal grains in a specific orientation are likely to grow preferentially in the subsequent recrystallization process, and the strength becomes stronger. Anisotropy may decrease.
  • the hot rolling process is performed.
  • the start temperature of hot rolling shall be set within the range of 350 ° C. or higher and 480 ° C. or lower. This is because if the processing temperature of hot rolling is less than 350 ° C., the deformation resistance may be too high and rolling may become difficult. Further, if the processing temperature of hot rolling exceeds 480 ° C., the material may be partially melted and cracks may occur.
  • the hot rolling step may be carried out by omitting the homogenization step.
  • the cold rolling process is performed.
  • the degree of processing ratio of the plate thickness after processing to the plate thickness before processing
  • the degree of processing may be 50% or more, and can be changed as appropriate.
  • intermediate annealing may be performed before or during the cold rolling process.
  • cold rolling is performed so that the degree of processing from the plate thickness at the completion of intermediate annealing to the plate thickness at the completion of cold rolling is 50% or more.
  • the treatment temperature for intermediate annealing is preferably in the range of 300 ° C. or higher and 400 ° C. or lower.
  • the holding time of the intermediate annealing is preferably in the range of 1 hour or more and 10 hours or less. This is because if intermediate annealing is performed at a high temperature for a long period of time, surface oxidation may proceed and the appearance quality may deteriorate.
  • the annealing temperature is 300 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and the holding time is 1 hour or longer and 5 hours or lower. If the treatment temperature is lower than 300 ° C., the annealing effect may be insufficient. If the treatment temperature exceeds 400 ° C., surface oxidation may proceed and the appearance quality may deteriorate.
  • the aluminum alloy material in the present embodiment described above by adjusting the composition and manufacturing process of the aluminum alloy and appropriately controlling the metal structure, the aluminum alloy has high strength and suppressed anisotropy of strength.
  • the material can be manufactured. As a result, it is possible to improve the manufacturability of the aluminum alloy material and the reliability of the final product.
  • Example 1 of the present embodiment will be described with reference to Tables 1 and 2.
  • composition of aluminum alloy The composition of the aluminum alloy used in Example 1 is shown in Table 1.
  • the composition of the aluminum alloy of Example 1 is within the specified range.
  • the specified range is a range in which Mg is 7.0 to 10.0% and Ca is 0.1% or less.
  • Example 1 heating is performed at 465 ° C. for 12 hours during the homogenization step before the hot rolling step.
  • the degree of processing from the plate thickness at the completion of hot rolling to the plate thickness at the completion of cold rolling is set to 80%.
  • the final annealing step heating is performed at 360 ° C. for 2 hours.
  • Table 2 summarizes the strength characteristics, strength anisotropy, and manufacturability of the aluminum alloy material produced by subjecting the aluminum alloy of Example 1 having the composition shown in Table 1 to the above treatment.
  • the aluminum alloy material produced in Example 1 has tensile strength and elongation at break within the specified ranges. That is, the aluminum alloy material produced in Example 1 has a tensile strength of 300 MPa or more and a breaking elongation of 20% or more.
  • the tensile strength and breaking elongation of the manufactured aluminum alloy material are measured according to JIS standard Z-2241-2011. As shown in FIG. 1, the tensile strength and breaking elongation of the manufactured aluminum alloy material 1 are the rolling directions in the plane formed by the rolling direction (final processing direction) by one set of rolls 2 and the plate width direction. Tensile strength and breaking elongation in the 0 ° direction, the 45 ° direction forming 45 ° with the 0 ° direction from the rolling direction to the plate width direction, and the 90 ° direction forming 90 ° with the 0 ° direction from the rolling direction to the plate width direction. Is measured and defined as an average value.
  • the anisotropy of strength forms 45 ° with the 0 ° direction, which is the rolling direction, and the 0 ° direction and the plate width direction from the rolling direction in the plane formed by the rolling direction (final processing direction) and the plate width direction.
  • the tensile strength in the 90 ° direction which forms 90 ° with the 0 ° direction from the ° direction and the plate width direction from the rolling direction, is measured and defined by the standard deviation [MPa] calculated using the formula (1) shown below. To do.
  • TS i [MPa] is the tensile strength in each direction.
  • TS [MPa] is an average value of tensile strength in each direction.
  • n is the total number of tensile strength data.
  • the orientation density is calculated by using the three-dimensional orientation analysis method using the crystal orientation distribution function (ODF) described above. Specifically, a cross section perpendicular to the processing direction (rolling direction) of the manufactured aluminum alloy material is measured by an X-ray diffraction method. At this time, after measuring the incomplete local point diagram of the (111) plane, the (220) plane, and the (200) plane by the above-mentioned Schlz reflection method in the range of the inclination angle of 15 ° to 90 °, the series is expanded. To obtain the crystal orientation distribution function (ODF).
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the orientation density of each orientation obtained by this is calculated as a ratio to the orientation density of a standard sample having a random texture.
  • Table 2 shows the evaluation results in which the ⁇ 013 ⁇ ⁇ 100> and ⁇ 011 ⁇ ⁇ 100> orientation densities of 5 or less are designated as “ ⁇ ” and those exceeding “5” are designated as “x”. Further, those having ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> orientation densities of 5 or less are designated as “ ⁇ ”, and those exceeding 5 are designated as “x”.
  • Example 2 As shown in Table 2, it can be seen that in Example 1, the anisotropy of the strength was satisfactorily suppressed. Further, in the first embodiment, there is no problem in the manufacturability.
  • Comparative Example 1 As a comparative example with respect to Example 1, the characteristics of the aluminum alloy material produced by subjecting the aluminum alloys of Comparative Examples 1 to 4 having the compositions shown in Table 3 to the same treatment as in Example 1 are shown in Table 4. Summarize in. However, in Comparative Examples 1 and 2, the homogenization treatment was carried out at 500 ° C. for 8 hours.
  • Comparative Example 1 since the amount of Mg is too small, the tensile strength of the produced aluminum alloy material falls below the specified range, and good mechanical properties cannot be obtained. Further, since the homogenization treatment temperature is too high, the strength anisotropy exceeds the specified range, and good mechanical properties cannot be obtained.
  • the aluminum alloy material according to one aspect of the present invention contains Mg: 7.0 to 10.0% (mass%, the same applies hereinafter) and Ca: 0.1% or less, and the balance is composed of aluminum and unavoidable impurities. It is an aluminum alloy material having a tensile strength of 300 MPa or more and less than 500 MPa and a breaking elongation of 20% or more.
  • the aluminum alloy material preferably contains Mn: 0.05 to 1.0%.
  • the aluminum alloy material is formed in a plane formed by the final processing direction and the plate width direction of the aluminum alloy material in the 0 ° direction which is the final processing direction and 0 ° from the final processing direction to the plate width direction. It is preferable that the standard deviation of the tensile strength in the 45 ° direction forming 45 ° with the direction and in the 90 ° direction forming 90 ° with the 0 ° direction from the final processing direction to the plate width direction is 10 or less.
  • the aluminum alloy material preferably has an orientation density of ⁇ 013 ⁇ ⁇ 100> and ⁇ 011 ⁇ ⁇ 100> calculated using the crystal orientation distribution function (ODF) of 5 or less.
  • ODF crystal orientation distribution function
  • the aluminum alloy material preferably has an orientation density of ⁇ 123 ⁇ ⁇ 634> and ⁇ 001 ⁇ ⁇ 100> calculated using the crystal orientation distribution function (ODF) of 5 or less.

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Abstract

アルミニウム合金材は、Ｍｇ：７．０～１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｃａ：０．１％以下、を含有し、残部がアルミニウム及び不可避不純物からなり、引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満、破断伸びが２０％以上である。

Description

アルミニウム合金材
　本発明は、強度の異方性を抑制した高強度アルミニウム合金材に関する。
　近年、例えば電気機器の筐体等の各種製品において、高強度化及び軽量化を実現するためにアルミニウム合金材を用いることが求められている。強度のより高いアルミニウム合金材を用いることで、製品の強度を従来同等に維持したまま、アルミニウム合金材の使用量を低減できることから、製品の軽量化が可能である。
　ここで、高強度のアルミニウム合金としては、例えば６０００系合金、７０００系合金等が一般的である。しかし、上記した合金は熱処理型の合金であり、熱処理型の合金には、溶体化及び時効熱処理工程が必要なため、生産効率が低いという課題がある。また、７０００系合金ではＺｎ及びＣｕを多く含むため、使用環境によっては腐食が発生し易いという課題がある。
　上記の観点から、非熱処理型のアルミニウム合金が使用されることがある。非熱処理型のアルミニウム合金としては、最も高強度を有する種類の５０００系合金が代表的である。５０００系合金は、一般に耐食性が優れ、溶体化及び時効熱処理が不要なため生産効率が高い。また、５０００系合金に添加元素を増加することで、６０００系合金以上の強度を達成することが可能である。このようなことから、主要添加元素であるＭｇを５重量％以上含有する５０００系アルミニウム合金材が提案されている（特許文献１～３参照）。
日本国特開２００７－１８６７４７号 日本国特開２００１－９８３３８号 日本国特開平７－１９７１７０号
　上記した特許文献１～３に記載されたアルミニウム合金材では、高強度化するためにＭｇの含有量を５重量％以上に増加させている。しかしながら、アルミニウム合金材における強度の異方性については何ら考慮されていない。
　アルミニウム合金材では、強度の異方性が強い場合、最終製品において特定の方向の剛性が低くなってしまい、信頼性が低下するおそれがある。また、成形等の製品製造プロセスにおいて、寸法精度等に不良が生じるおそれがある。特に、焼きなましされたアルミニウム合金材（Ｏ材）では高い成形性が求められるため、強度の異方性が強いと成形プロセスにおいて割れが発生するおそれがあるという課題がある。
　本発明の一態様は、上述した課題を解決するためになされたものであって、その目的は、金属組織の制御によって高い強度を確保し、且つ強度の異方性を抑制したアルミニウム合金材を提供することにある。
　上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るアルミニウム合金材は、Ｍｇ：７．０～１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｃａ：０．１％以下、を含有し、残部がアルミニウム及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満、破断伸びが２０％以上である。
　本発明の一態様によれば、高い強度を確保し、且つ強度の異方性を抑制したアルミニウム合金材を製造することができる。
本実施形態におけるアルミニウム合金材の引張強さの測定方向を示す図である。
　本発明者等は、Ｍｇ（マグネシウム）を多く含有する高強度アルミニウム合金材において、強度の異方性を抑制可能な合金組成と金属組織について鋭意調査研究した。その結果、合金組成と製造プロセスを調整して、適切な金属組織を制御することで強度の異方性の抑制が可能であることを見出した。
　以下、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金材について、詳細に説明する。なお、本実施形態のアルミニウム合金材は、家電製品、建築物、構造物、輸送機器等の強度及び強度の等方性が求められる部材に用いられるものとする。また、以下の文中では、単位の記載に関し、「質量％」を単に「％」と省略して記載する。
　（アルミニウム合金に必ず含有させる元素）
　［Ｍｇ］
　Ｍｇ（マグネシウム）は、主に、固溶元素として存在し、強度を向上するという効果を有する。アルミニウム合金中のＭｇの含有量を７．０％以上とすることによって、強度向上の効果を十分に得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＭｇの含有量が１０．０％を超えると、熱間圧延時に割れが発生し製造が困難となるおそれがある。このことから、アルミニウム合金中のＭｇの含有量は、７．５％以上９．０％以下の範囲が好ましく、７．５％以上８．５％以下の範囲がより好ましい。
　［Ｃａ］
　Ｃａ（カルシウム）は、主に、化合物としてアルミニウム合金中に存在し、微量でも熱間加工中の割れを引き起こし、加工性を低下させるおそれがある。アルミニウム合金中のＣａの含有量が０．１％以下であれば、熱間加工中の割れを抑制することが可能である。アルミニウム合金中のＣａの含有量は、０．０５％以下とすることがより好ましい。
　（アルミニウム合金に選択的に含有させる元素）
　［Ｓｉ］
　Ｓｉ（シリコン）は、主に、第二相粒子（例えば、単体Ｓｉ、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物）を生成し、再結晶核生成サイトとして作用することで、結晶粒を微細化するという効果を有する。アルミニウム合金中のＳｉの含有量を０．０２％以上とすることによって、結晶粒を微細にする効果を良好に得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＳｉの含有量が０．３％を超えると、粗大な第二相粒子が多数生成し、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びが低下するおそれがある。このことから、アルミニウム合金中のＳｉの含有量は、０．０２％以上０．２％以下の範囲が好ましく、０．０２％以上０．１５％以下の範囲がより好ましい。
　［Ｆｅ］
　Ｆｅ（鉄）は、主に、第二相粒子（Ａｌ－Ｆｅ系化合物等）として存在し、再結晶核生成サイトとして作用することで、結晶粒を微細化するという効果を有する。アルミニウム合金中のＦｅの含有量を０．０２％以上とすることによって、結晶粒を微細にする効果を得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＦｅの含有量が０．５％を超えると、粗大な第二相粒子が多数生成し、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びが低下するおそれがある。このことから、アルミニウム合金中のＦｅの含有量は、０．０２％以上０．２５％以下の範囲が好ましく、０．０２％以上０．２％以下の範囲がより好ましい。
　［Ｃｕ］
　Ｃｕ（銅）は、主に、固溶元素として存在し、強度を向上するという効果を有する。アルミニウム合金中のＣｕの含有量を０．０５％以上とすることによって、強度向上の効果を十分に得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＣｕの含有量が１．０％を超えると、熱間圧延時に割れが発生し製造が困難となるおそれがある。このことから、アルミニウム合金中のＣｕの含有量は、０．０５以上０．５％以下の範囲が好ましく、０．１０％以上０．３％以下の範囲がより好ましい。
　［Ｍｎ］
　Ｍｎ（マンガン）は、主に第二相粒子（Ａｌ－Ｍｎ系化合物）として存在し、再結晶核生成サイトとして作用することで、結晶粒を微細化するという効果を有する。具体的には、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が０．０５％以上であることによって、結晶粒を微細にするという効果を十分に得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＭｎの含有量が１．０％を超えると、粗大な第二相粒子が多数生成し、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びが低下するおそれがある。このことから、アルミニウム合金中のＭｎの含有量は、０．１％以上０．５％以下の範囲が好ましく、０．１５％以上０．３％以下の範囲がより好ましい。
　［Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ］
　Ｃｒ（クロム）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）は、主に第二相粒子（Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系化合物、Ａｌ－Ｃｒ系化合物、Ａｌ－Ｖ系化合物、Ａｌ－Ｚｒ系化合物等）として存在し、再結晶核生成サイトとして作用することで、結晶粒を微細化するという効果を有する。具体的には、アルミニウム合金中のＣｒ、Ｖの含有量が０．０５％以上、又はＺｒの含有量が０．０２％以上であることによって、結晶粒を微細にするという効果を十分に得ることができる。
　しかしながら、アルミニウム合金中のＣｒ、Ｖ含有量が０．３％を超える、又はＺｒの含有量が０．２％を超えると、粗大な第二相粒子が多数生成し、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びが低下するおそれがある。
　このことから、アルミニウム合金中のＣｒ、Ｖの含有量は、０．２％以下であることが好ましい。また、アルミニウム合金中のＺｒの含有量は、０．１％であることが好ましい。
　なお、アルミニウム合金中のＣｒ、Ｖ、Ｚｒの含有量は上記に限られず、アルミニウム合金中に、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒのうち少なくとも１つが含有されていればよい。
　［Ｔｉ］
　Ｔｉ（チタン）は、鋳造時に形成される凝固アルミニウム相の成長を抑制し、鋳造組織を微細化することで鋳造時の割れ等の不具合を抑制する効果を有する。しかしながら、アルミニウム合金中のＴｉの含有量が多過ぎると、第二相粒子が粗大化し、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びを低下させるおそれがある。
　このことから、アルミニウム合金中のＴｉの含有量を０．２％以下とすることによって、製造されるアルミニウム合金材の破断伸びの低下を抑制することができる。アルミニウム合金中のＴｉの含有量は、０．１％以下とすることがより好ましい。なお、上記した各元素の他は、基本的には、Ａｌ及び不可避的な不純物（不可避不純物）であるとする。
　（引張強さ及び破断伸び）
　本実施形態では、上記した組成で構成されるアルミニウム合金に対し、後述する製造処理を行うことにより、引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満で、破断伸びが２０％以上のアルミニウム合金材（Ｈ材）を作製することができる。これにより、引張強さが３００ＭＰａを下回り、最終製品に強度不足が生じることを防止できる。また、破断伸びが２０％を下回り、最終製品の加工時に割れ等の不具合が発生することを防止できる。
　なお、アルミニウム合金材の引張強さは、３５０ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、アルミニウム合金材の破断伸びは、２５％以上であることがより好ましい。
　（強度の異方性）
　図１に示すように、本実施形態のアルミニウム合金材１は、１組のロール２による最終圧延時の圧延方向（最終加工方向）と板幅方向とのなす平面において、圧延方向から板幅方向へ０°方向、圧延方向から板幅方向へ４５°方向、圧延方向から板幅方向へ９０°方向（板幅方向）の引張強さの標準偏差が１０［ＭＰａ］以下となるように設定されている。これは、引張強さの標準偏差が１０［ＭＰａ］を超えると、強度の異方性が高すぎて最終製品の特定の方向の強度が低くなり、信頼性が低下するおそれがあることを考慮している。ここで、引張強さの標準偏差は、後述する式（１）により算出される。
　アルミニウム合金材１の引張強さの標準偏差は、５［ＭＰａ］以下が好ましく、３［ＭＰａ］以下がより好ましい。
　（集合組織）
　本実施形態のアルミニウム合金材では、結晶方位分布関数（ＯＤＦ：Crystallite Orientation Distribution Function）を用いて算出される｛０１３｝＜１００＞及び｛０１１｝＜１００＞の方位密度が、５以下（例えば、１程度）となるように設定されている。これは、｛０１３｝＜１００＞及び｛０１１｝＜１００＞の方位密度が５を超えると、強度の異方性が顕著になり、最終製品の特定方向の強度が低下するおそれがあることを考慮している。
　また、本実施形態のアルミニウム合金材では、｛１２３｝＜６３４＞及び｛００１｝＜１００＞の方位密度が５以下となるように設定されている。これは、｛１２３｝＜６３４＞及び｛００１｝＜１００＞の方位密度が５を超えると、強度の異方性が顕著になるおそれがあることを考慮している。
　ここで、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いた方位密度の算出方法について詳しく説明する。本実施形態では、製造されたアルミニウム合金材に対し、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いた三次元方位解析法（軽金属学会誌、１９９２年、第４２巻、第６号、３５８頁～３６７頁参照）を使用して方位密度を算出している。まず、アルミニウム合金材の加工方向（圧延方向）に垂直な断面をＸ線回折法で測定する。この時、傾斜角が１５度～９０度の範囲で、Ｓｃｈｌｚによる反射法（軽金属学会誌、１９８３年、第３３巻、第４号、２３０頁～２３９頁参照）を用いて、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全局点図を測定する。次に、級数展開を行い、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求める。これにより、各方位の方位密度は、ランダムな集合組織を有する標準試料の方位密度に対する比として算出される。
　（アルミニウム合金材の製造方法）
　次に、本実施形態に係るアルミニウム合金材の製造方法について説明する。本実施形態のアルミニウム合金材の製造は、鋳造工程、均質化工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、及び、焼きなまし工程の順に行われる。この製造工程は一例であり、これに限定されない。
　まず、鋳造工程では、例えばＤＣ（Direct Chill）鋳造法、ホットトップ法等の半連続鋳造法でスラブを鋳造する。鋳造工程時には、粗大な第二相粒子が形成することを防ぐため、鋳造速度が２０ｍｍ／分～１００ｍｍ／分であることが好ましい。
　鋳造工程が完了すると、均質化工程が行われる。処理温度は、４００℃以上４９０℃以下に設定する。これは、処理温度が４００℃以下であると、均質化が十分になされないおそれがあるからである。また、処理温度が４９０℃を超えると、再固溶されずに残存したＡｌ－Ｍｇ系化合物が溶解し、熱間圧延時に割れ等の不具合が生じるおそれがあるからである。また、第二相粒子の粗大化が過度に進行し、以後の再結晶過程で特定の方位の結晶粒が優先的に成長しやすくなり、強度の異方性が低下するおそれがある。
　本実施形態の均質化工程では、２段階の均質化処理を施してもよい。その場合は、１段階目の処理温度は、４００℃以上４５０℃以下に設定する。これは、１段階目の処理温度が４００℃以下であると、均質化が十分になされないおそれがあるからである。また、１段階目の処理温度が４５０℃を超えると、再固溶されずに残存したＡｌ－Ｍｇ系化合物が溶解し、熱間圧延時に割れ等の不具合が生じるおそれがあるからである。
　また、１段階目の処理時間は、５時間以上２０時間以下の範囲内に設定する。これは、１段階目の処理時間が５時間未満では、均質化が十分になされないからである。また、１段階目の処理時間が２０時間を超えてしまうと、生産性が低下するからである。上記したように処理温度及び処理時間を適切に設定して、１段階目の均質化処理を行うことで、Ａｌ－Ｍｇ系化合物が固溶し、更に高温で均質化することができる。
　続いて、２段階目の処理温度は、４５０℃以上４９０℃以下に設定する。これは、２段階目の処理温度が４５０℃未満であると均質化が十分になされないからである。また、２段階目の処理温度が４９０℃を超えてしまうと、表面のＭｇの酸化が進行することにより、表層のＭｇの濃度が低下するおそれがあるからである。
　また、２段階目の処理時間は、５時間以上２０時間以下の範囲内に設定する。これは、２段階目の処理時間が５時間未満では、均質化が十分になされないからである。また、２段階目の処理時間が２０時間を超えると、第二相粒子の粗大化が過度に進行し、以後の再結晶過程で特定の方位の結晶粒が優先的に成長しやすくなり、強度の異方性が低下するおそれがある。
　次に、熱間圧延工程が行われる。熱間圧延工程では、熱間圧延の開始温度を３５０℃以上４８０℃以下の範囲内に設定するものとする。これは、熱間圧延の処理温度が３５０℃未満であると、変形抵抗が高すぎて圧延が困難となるおそれがあるからである。また、熱間圧延の処理温度が４８０℃を超えてしまうと、材料が部分的に溶融することにより、割れが発生するおそれがあるからである。なお、均質化工程を省略して、熱間圧延工程を実施してもよい。
　続いて、熱間圧延工程が完了すると、冷間圧延工程が行われる。冷間圧延工程では、熱間圧延工程完了時の板厚から冷間圧延工程完了時の板厚までの加工度（加工前の板厚に対する加工後の板厚の割合）が５０％以上となるように冷間圧延を行う。加工度は、５０％以上であればよく、適宜変更可能である。
　なお、冷間圧延工程の前、又は途中で中間焼きなましを施してもよい。この場合にも、中間焼きなまし完了時の板厚から冷間圧延完了時の板厚までの加工度を５０％以上となるように冷間圧延を行う。中間焼きなましの処理温度は、３００℃以上４００℃以下の範囲内とすることが好ましい。また、中間焼きなましの保持時間は、１時間以上１０時間以下の範囲内とすることが好ましい。これは、高温で長時間の中間焼きなましを施すと、表面の酸化が進行することにより、外観品質が低下するおそれがあるからである。
　そして、冷間加工工程終了後は、最終焼きなまし工程を施す。その際焼きなまし温度を３００℃以上４００℃以下、保持時間を１時間以上５時間以下とすることが好ましい。処理温度が３００℃を下回ると、焼き鈍し効果が不十分となるおそれがある。処理温度が４００℃を超えると、表面の酸化が進行し、外観品質が低下するおそれがある。
　以上説明した本実施形態におけるアルミニウム合金材によれば、アルミニウム合金の組成及び製造プロセスを調整して、金属組織を適切に制御することにより、高強度且つ強度の異方性の抑制されたアルミニウム合金材を製造することができる。これにより、アルミニウム合金材の製造性の向上、及び最終製品の信頼性の向上を図ることができる。
　以下、本実施形態の実施例１について、表１及び表２を参照して説明する。
　（アルミニウム合金の組成）
　実施例１に用いたアルミニウム合金の組成を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　表１に示すように、実施例１のアルミニウム合金の組成は、組成が規定の範囲内となっている。ここで、規定の範囲とは、Ｍｇが７．０～１０．０％、Ｃａが０．１％以下の範囲である。
　（製造方法）
　表１に示される組成で構成されたアルミニウム合金を溶解してＤＣ鋳造した後、均質化工程、熱間圧延工程、及び冷間圧延工程、及び最終焼きなまし工程を行う。そして、冷間圧延工程完了後の板厚が、１．０ｍｍのアルミニウム合金材とする。
　実施例１では、熱間圧延工程前の均質化工程時に、４６５℃で１２ｈの加熱を行う。冷間圧延工程では、熱間圧延完了時の板厚から冷間圧延完了時の板厚までの加工度を８０％とする。最終焼き鈍し工程では、３６０℃で２ｈの加熱を行う。
　（アルミニウム合金材の特性）
　表１に示した組成で構成された実施例１のアルミニウム合金に対し、上記処理を施して製造されたアルミニウム合金材の強度特性、強度の異方性、及び製造性を表２にまとめた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　（引張強さ及び破断伸び）
　表２に示すように、実施例１において製造されたアルミニウム合金材は、引張強さ及び破断伸びが、規定の範囲内である。すなわち、実施例１において製造されたアルミニウム合金材は、引張強さが３００ＭＰａ以上、破断伸びが２０％以上である。
　なお、製造したアルミニウム合金材の引張強さ及び破断伸びは、ＪＩＳ規格Ｚ－２２４１－２０１１に従って測定する。図１に示すように、製造したアルミニウム合金材１の引張強さ及び破断伸びは、１組のロール２による圧延方向（最終加工方向）と板幅方向とのなす平面内において、圧延方向である０°方向、圧延方向から板幅方向へ前記０°方向と４５°をなす４５°方向、及び圧延方向から板幅方向へ前記０°方向と９０°をなす９０°方向の引張強さと破断伸びを測定し、平均値で定義する。
　(強度の異方性) 
　強度の異方性は、圧延方向（最終加工方向）と板幅方向とのなす平面内において、圧延方向である０°方向、圧延方向から板幅方向へ前記０°方向と４５°をなす４５°方向、及び圧延方向から板幅方向へ前記０°方向と９０°をなす９０°方向の引張強さを測定し、以下に示す式（１）を用いて算出した標準偏差［ＭＰａ］で定義する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　ここで、ＴＳｉ［ＭＰａ］は、各方向の引張強さである。ＴＳ［ＭＰａ］は、各方向の引張強さの平均値である。ｎは、引張強さのデータ総数である。
　(集合組織)
　実施例１のアルミニウム合金材に対し、上述した結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いた三次元方位解析法を使用して方位密度を算出する。具体的には、製造したアルミニウム合金材の一部に対し、アルミニウム合金材の加工方向（圧延方向）に垂直な断面をＸ線回折法で測定する。この時、傾斜角が１５°～９０°の範囲で、上述したＳｃｈｌｚの反射法により、（１１１）面、（２２０）面、（２００）面の不完全局点図を測定した後、級数展開を行い、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求める。
　これにより得られた各方位の方位密度は、ランダムな集合組織を有する標準試料の方位密度に対する比として算出する。表２には、｛０１３｝＜１００＞及び｛０１１｝＜１００＞方位密度が５以下であるものを「○」とし、「５」を超えるものを「×」とする評価結果を示す。また、｛１２３｝＜６３４＞及び｛００１｝＜１００＞方位密度が５以下のものを「○」とし、５を超えるものを「×」とする。
　表２に示す通り、実施例１では、良好に強度の異方性が抑制されたことが分かる。また、実施例１では、製造性に問題がない結果である。
　（比較例）
　上記実施例１に対する比較例として、表３に示す組成を有する比較例１～比較例４のアルミニウム合金に、実施例１と同様の処理を施すことにより製造されたアルミニウム合金材の特性を表４にまとめる。ただし、比較例１～２では、均質化処理時に５００℃、８ｈの処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
 　比較例１では、Ｍｇが少な過ぎるため、製造されたアルミニウム合金材の引張強さが規定の範囲を下回り、良好な機械的特性が得られない。また、均質化処理温度が高過ぎるため、強度異方性が規定の範囲を上回り、良好な機械的性質が得られない。
　比較例２では、Ｍｇが少な過ぎるため、製造されたアルミニウム合金材の引張強さが規定の範囲を下回り、良好な機械的特性が得られない。また、均質化処理温度が高過ぎるため、強度異方性が規定の範囲を上回り、良好な機械的性質が得られない。
　比較例３では、Ｍｇの含有量が多過ぎるため、熱間圧延時に割れが発生し、圧延が困難となるため製造できない。
　比較例４では、Ｃａの含有量が多過ぎるため、熱間圧延時に割れが発生し、圧延が困難となるため製造できない。
　なお、本発明は、上述した実施形態及び実施例に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
　本発明の一態様に係るアルミニウム合金材は、Ｍｇ：７．０～１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｃａ：０．１％以下、を含有し、残部がアルミニウム及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満、破断伸びが２０％以上である。
　前記アルミニウム合金材は、Ｍｎ：０．０５～１．０％を含有することが好ましい。
　また、前記アルミニウム合金材は、前記アルミニウム合金材の最終加工方向と板幅方向とのなす平面内において、前記最終加工方向である０°方向、前記最終加工方向から前記板幅方向へ前記０°方向と４５°をなす４５°方向、及び前記最終加工方向から前記板幅方向へ前記０°方向と９０°をなす９０°方向の引張強さの標準偏差が１０以下であることが好ましい。
　前記アルミニウム合金材は、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて算出される｛０１３｝＜１００＞及び｛０１１｝＜１００＞の方位密度が５以下であることが好ましい。
　前記アルミニウム合金材は、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて算出される｛１２３｝＜６３４＞及び｛００１｝＜１００＞の方位密度が５以下であることが好ましい。
　　１　アルミニウム合金材
　　２　ロール

Claims (5)

  1. 　Ｍｇ：７．０～１０．０％（質量％、以下同じ）、Ｃａ：０．１％以下、を含有し、
    　残部がアルミニウム及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、
    　引張強さが３００ＭＰａ以上５００ＭＰａ未満、破断伸びが２０％以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
  2. 　前記アルミニウム合金材は、Ｍｎ：０．０５～１．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金材。
  3. 　前記アルミニウム合金材は、前記アルミニウム合金材の最終加工方向と板幅方向とのなす平面内において、前記最終加工方向である０°方向、前記最終加工方向から前記板幅方向へ前記０°方向と４５°をなす４５°方向、及び前記最終加工方向から前記板幅方向へ前記０°方向と９０°をなす９０°方向の引張強さの標準偏差が１０以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金材。
  4. 　前記アルミニウム合金材は、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて算出される｛０１３｝＜１００＞及び｛０１１｝＜１００＞の方位密度が５以下であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金材。
  5. 　前記アルミニウム合金材は、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて算出される｛１２３｝＜６３４＞及び｛００１｝＜１００＞の方位密度が５以下であることを特徴とする請求項３または４に記載のアルミニウム合金材。
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