(57)【要約】【課題】高い冷間加工度での成形性に優れたＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金、このアルミニウム合金から構成されたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、Ｆｅ：０．８０〜２．０質量％、Ｃａ：０．０１０〜１．０質量％、Ｓｉ：０．００５０〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物から構成されている。Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からアルミニウム合金板を作製するに当たっては、まず、前記特定の化学成分を備えた鋳塊を準備する。この鋳塊に均質化処理および熱間圧延を施して熱延板を作製した後、熱延板に８０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことによりアルミニウム合金板を得ることができる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．８０〜２．０質量％、Ｃａ：０．０１０〜１．０質量％、Ｓｉ：０．００５０〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金。
【請求項２】
冷間加工度が０〜８０％の範囲内における引張強さの最大値をσB  maxとし、冷間加工度が８０％超え１００％未満の範囲内における引張強さの最小値をσB  minとした場合に、σB  max＞σB  minの関係を満たす、請求項１に記載のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金。
【請求項３】
冷間加工度が０〜８０％の範囲内における引張強さの最大値をσB  maxとし、冷間加工度が８０％超え１００％未満の範囲内における引張強さの最小値をσB  minとした場合に、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が０．２以上である、請求項２に記載のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からなり、冷間加工組織を備えたアルミニウム合金板であって、
更に冷間加工を施した場合に引張強さが低下する特性を有する、
アルミニウム合金板。
【請求項５】
請求項４に記載のアルミニウム合金板の製造方法であって、
Ｆｅ：０．８０〜２．０質量％、Ｃａ：０．０１０〜１．０質量％、Ｓｉ：０．００５０〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる鋳塊を準備し、
前記鋳塊に均質化処理および熱間圧延を施して熱延板を作製し、
前記熱延板に８０％以上の圧下率で冷間圧延を施す、
アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金、このアルミニウム合金からなるアルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム材（アルミニウム及びアルミニウム合金を含む。以下同じ。）を最終製品の形状に成形する際には、通常、冷間加工が施される。例えば、Ａｌ−Ｆｅ（アルミニウム−鉄）系アルミニウム合金は、Ｆｅ含有量が比較的低い場合に、冷間加工度を高くするほど強度が高くなる性質を有している。そのため、冷間加工度を高くすることにより、最終製品の強度を高くすることができる。
【０００３】
しかし、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の冷間加工度を高くすると、強度が高くなる一方で延性が低下し、成形性の悪化を招くという問題がある。そのため、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金を最終製品の形状に成形する過程においては、通常、焼鈍等の熱処理を施して組織を回復させ、あるいは再結晶させることにより、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成形性を回復させている（例えば、特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１７−１２８７５８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
前述したように、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金を最終製品の形状に成形する過程においては、加工途中で焼鈍等の熱処理を施して組織を回復させる必要がある。しかし、熱処理を行う場合には、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の加熱を比較的長い時間に亘って行う必要があるため、製造コストの増大が避けられない。そのため、焼鈍等の熱処理によらず、冷間加工度を高くした場合にＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成形性を向上させる技術が求められている。
【０００６】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高い冷間加工度での成形性に優れたＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金、このアルミニウム合金から構成されたアルミニウム合金板及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一態様は、Ｆｅ（鉄）：０．８０〜２．０質量％、Ｃａ（カルシウム）：０．０１０〜１．０質量％、Ｓｉ（ケイ素）：０．００５０〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金にある。
【０００８】
本発明の他の態様は、前記の態様のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からなり、冷間加工組織を備えたアルミニウム合金板であって、
更に冷間加工を施した場合に引張強さが低下する特性を有する、
アルミニウム合金板にある。
【０００９】
本発明の更に他の態様は、前記の態様のアルミニウム合金板の製造方法であって、
Ｆｅ：０．８０〜２．０質量％、Ｃａ：０．０１０〜１．０質量％、Ｓｉ：０．００５０〜０．１０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる鋳塊を準備し、
前記鋳塊に熱間圧延を施して熱延板を作製し、
前記熱延板に８０％以上の圧下率で冷間圧延を施す、
アルミニウム合金板の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１０】
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、前記特定の範囲のＦｅ、Ｃａ及びＳｉを含んでいる。これにより、冷間加工度がある程度以上になった場合に、更に冷間加工を行うことによりＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の強度が低下する、いわゆる加工軟化現象を発現することができる。
【００１１】
従来の成分範囲を有するＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金は、加工軟化現象を発現しないか、または、加工軟化現象を発現したとしても加工軟化による強度の低下量が小さい。そのため、加工軟化現象を利用してＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金の成形性を向上させることは困難であった。
【００１２】
これに対し、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、Ｆｅに加えて、Ｆｅと同様に加工軟化現象を発現させる作用を有するＣａを含んでいる。そして、Ｆｅの含有量とＣａの含有量とを前記特定の範囲とすることにより、ＦｅとＣａとを相乗的に作用させ、Ｆｅを単独で添加した場合及びＣａを単独で添加した場合に比べて加工軟化による強度の低下量を格段に大きくすることができる。その結果、高い冷間加工度での成形性に優れた前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を得ることができる。
【００１３】
また、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からアルミニウム合金板を作製するに当たっては、例えば、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の鋳塊に均質化処理および熱間圧延を施した後、圧下率８０％以上の冷間圧延を施せばよい。前記熱延板に圧下率８０％以上の冷間圧延を施すことにより、前記アルミニウム合金板の冷間加工度を十分に高めることができる。それ故、かかる製造方法により作製された前記アルミニウム合金板は、最終製品の形状へ成形するための冷間加工を施す際に加工軟化現象を発現し、当該冷間加工における加工性を向上することができる。
【００１４】
このように、前記アルミニウム合金板は、焼鈍等の熱処理によらず、最終製品の形状へ成形する際の成形性を向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】実施例における、縦軸に引張強さ及び耐力を取った場合の加工硬化曲線を示す説明図である。
【図２】実施例における、縦軸に伸びを取った場合の加工硬化曲線を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金における化学成分の限定理由を以下に説明する。
【００１７】
・Ｆｅ（鉄）：０．８０〜２．０質量％
Ｆｅは、比較的冷間加工度が低い場合には加工硬化を促進する作用を有し、比較的冷間加工度が高い場合には加工軟化を促進する作用を有している。通常、Ｆｅの一部はＡｌ母相中に固溶している。また、Ｆｅの残部はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物やＡｌ−Ｆｅ系化合物等からなる第二相粒子としてＡｌ母相中に分散している。いずれの形態のＦｅも、比較的冷間加工度が低い場合には、冷間加工によって生じた転位を捕捉することにより転位の運動を妨げることができる。このように、比較的冷間加工度が低い場合には、Ｆｅによって転位の運動が妨げられるため、加工硬化が促進される。
【００１８】
一方、冷間加工度が高くなると、Ａｌ−Ｆｅ系化合物等の第二相粒子とＡｌ母相との界面における転位密度が高くなる。この界面における転位密度がある閾値を超えると、転位を捕捉することができなくなり、かえって第二相粒子とＡｌ母相との界面において転位が消失するようになる。それ故、比較的冷間加工度が高い場合には、第二相粒子とＡｌ母相との界面において転位が消失するため、加工軟化が促進される。
【００１９】
Ｆｅの含有量を前記特定の範囲とすることにより、加工軟化によるＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の強度の低下量を十分に大きくすることができる。その結果、高い冷間加工度において優れた成形性を有するＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を得ることができる。Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金中に十分な量の前記第二相粒子を形成し、成形性をより向上させる観点からは、Ｆｅの含有量を１．０質量以上とすることが好ましい。
【００２０】
Ｆｅの含有量が０．８０質量％未満の場合には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金中に存在する前記第二相粒子の数が不足するため、加工軟化による強度の低下量が小さくなり、場合によっては加工軟化現象が発現しなくなるおそれもある。Ｆｅの含有量が２．０質量％を超える場合には、Ａｌ母相中に粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が析出しやすくなる。そして、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が破断の起点となり、冷間加工を施した際の成形性の低下を招くおそれがある。
【００２１】
・Ｃａ（カルシウム）：０．０１０〜１．０質量％
Ｃａは、Ａｌ母相中に固溶しているＦｅ等の固溶原子の析出を促進し、Ａｌ母相のＡｌ純度を高くする作用を有している。Ａｌ母相のＡｌ純度が高くなると、再結晶温度が低下するため、冷間加工によって集積された転位を駆動力として、組織の回復や再結晶が促進される。その結果、加工軟化を促進することができる。
【００２２】
Ｃａの含有量を前記特定の範囲とすることにより、加工軟化によるＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の強度の低下量を十分に大きくすることができる。その結果、高い冷間加工度において優れた成形性を有するＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を得ることができる。
【００２３】
Ｃａの含有量が０．０１０質量％未満の場合には、Ａｌ母相中の固溶原子を析出させる効果が低下する。その結果、加工軟化による強度の低下量が小さくなり、場合によっては加工軟化現象が発現しなくなるおそれもある。Ｃａの含有量が１．０質量％を超える場合には、Ａｌ母相からのＦｅの析出が促進され、Ａｌ母相中に粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物を形成しやすくなる。そして、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物が破断の起点となり、冷間加工を施した際の成形性の低下を招くおそれがある。
【００２４】
・Ｓｉ（ケイ素）：０．００５０〜０．１０質量％
Ｓｉは、Ｆｅと同様に、Ａｌ母相中に固溶している固溶原子、または、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物等の第二相粒子のいずれかの形態で存在している。いずれの形態のＳｉも、冷間加工によって生じた転位を捕捉することにより転位の運動を妨げ、加工硬化を促進する作用を有している。
【００２５】
Ｓｉの含有量を前記特定の範囲とすることにより、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金に加工軟化現象を発現させることができる。Ｓｉの含有量が０．１０質量％を超える場合には、Ｓｉによる加工硬化が促進されるため、加工軟化による強度の低下量が小さくなるおそれがある。また、場合によっては加工軟化現象が発現しなくなるおそれもある。Ｓｉによる加工硬化をより効果的に抑制する観点からは、Ｓｉの含有量を０．０４０質量％以下とすることが好ましい。
【００２６】
なお、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金に加工軟化現象を発現させるためには、Ｓｉの含有量は、０．１０質量％以下であればよい。しかし、Ｓｉ：０．００５０質量％未満のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を作製する場合には、Ａｌ純度の高い母合金を用いてＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を作製する必要がある。そのため、材料コストの増大を招くおそれがある。Ｓｉの含有量を０．００５０質量％以上とすることにより、材料コストの増大を回避することができる。
【００２７】
・その他の元素
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金中には、必須成分としてのＦｅ及びＣａの他に、例えば、Ｃｕ（銅）、Ｍｎ（マンガン）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｔｉ（チタン）等の元素が含まれ得る。これらの元素は、いずれも転位の運動を妨げ、加工硬化を促進する作用を有している。そのため、これらの元素の含有量が過度に多くなると、加工軟化による強度の低下量が小さくなり、場合によっては加工軟化現象が発現しなくなるおそれもある。かかる問題を回避する観点から、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉの含有量は、それぞれ０．０５０質量％以下であることが好ましい。
【００２８】
・加工軟化特性
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、前記特定の範囲の化学成分を有することにより、加工軟化現象を発現することができる。前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、冷間加工度が０〜８０％の範囲内における引張強さの最大値をσB  maxとし、冷間加工度が８０％超え１００％未満の範囲内における引張強さの最小値をσB  minとした場合に、σB  max＞σB  minの関係を満たしていることが好ましい。
【００２９】
この場合には、例えば、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金に予め８０％程度の冷間加工度で冷間加工を施しておき、当該Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金に最終製品の形状に成形するための冷間加工を施すことにより、最終製品の形状に成形する過程で加工軟化現象を発現させることができる。これにより、焼鈍等によらず、最終製品の形状へ成形する際のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の成形性を向上させることができる。
【００３０】
冷間加工度８０％以上の領域における加工軟化の程度は、例えば、（σB  max−σB  min）／σB  minの値に基づいて評価することができる。すなわち、加工軟化現象が発現している場合には、冷間加工度８０％以上の領域における引張強さの最小値σB  minが冷間加工度８０％未満の領域における引張強さの最大値σB  maxよりも小さくなる。その結果、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が０よりも大きくなる。また、加工軟化による強度の低下量が大きくなるほど、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が大きくなる。
【００３１】
（σB  max−σB  min）／σB  minの値は、０．２以上であることがより好ましい。前述したように、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が大きいＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、加工軟化現象がより顕著に発現するため、成形性に優れている。（σB  max−σB  min）／σB  minの値を０．２以上とすることにより、加工軟化現象による強度の低下量をより大きくし、最終製品の形状へ成形する際のＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の成形性をより向上させることができる。
【００３２】
ここで、冷間加工度とは、冷間加工前におけるＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の断面積を１００％とした場合の、冷間加工後におけるＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金の断面積の減少率をいう。例えば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金に冷間加工としての冷間圧延を施す場合には、冷間圧延による板厚の減少量を冷間圧延前の板厚で除した後、１００倍した値が冷間加工度（％）となる。
【００３３】
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からアルミニウム合金板を製造するに当たっては、例えば、前記特定の化学成分を有する鋳塊を作製した後、当該鋳塊に均質化処理、熱間圧延及び冷間圧延を施せばよい。
【００３４】
前記鋳塊は、連続鋳造や半連続鋳造等の公知の方法により作製することができる。均質化処理においては、例えば、鋳塊を４５０〜６００℃の温度まで加熱したのち、当該温度を１〜１０時間保持する条件を採用することができる。
【００３５】
鋳塊に均質化処理を施した後、鋳塊に熱間圧延を施して熱延板を作製する。熱間圧延における圧延時の鋳塊の温度は、例えば、２００〜４５０℃とすることができる。熱間圧延時の鋳塊の温度が２００℃未満の場合には、圧延抵抗が高くなり、圧延中に鋳塊の割れが生じるおそれがある。一方、熱間圧延時の鋳塊の温度が４５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大となり、板表面にスジ状の模様が生じる等の外観不良の発生を招くおそれがある。
【００３６】
熱間圧延を行った後、必要に応じて、熱延板を２５０〜３５０℃の温度に１〜５時間保持する中間焼鈍を行ってもよい。なお、中間焼鈍を省略することも可能である。
【００３７】
以上により得られた熱延板に、８０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことにより、直ちに加工軟化現象を発現可能なアルミニウム合金板を得ることができる。冷間圧延における圧下率が８０％未満の場合には、冷間圧延によって集積された転位の密度が不足する。そのため、得られるアルミニウム合金板に更に冷間加工を施した場合に組織の回復や再結晶を起こすための駆動力が不足し、加工軟化現象が直ちに発現しなくなるおそれがある。
【００３８】
前記製造方法によって得られたアルミニウム合金板は、前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金からなるとともに、冷間加工組織を備えている。また、前記アルミニウム合金板は、更に冷間加工を施した場合に加工軟化現象を発現し、引張強さが低下する特性を有している。
【００３９】
前記アルミニウム合金板には、前述したように、冷間圧延によって十分に転位が集積されている。そのため、前記アルミニウム合金板に更に冷間加工を施した場合に、組織の回復や再結晶が起こりやすい。それ故、前記アルミニウム合金板は、更なる冷間加工によって直ちに加工軟化現象を発現することができ、最終製品の形状に成形する際の成形性に優れている。
【実施例】
【００４０】
前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金、このアルミニウム合金からなるアルミニウム合金板及びその製造方法の実施例を、以下に説明する。なお、本発明に係るＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金、アルミニウム合金板及びその製造方法の態様は、実施例の態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で適宜構成を変更することができる。
【００４１】
本例においては、まず、半連続鋳造法により、表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金のスラブを作製した。なお、表１には記載していないが、スラブ中には、Ｆｅ、Ｓｉ及びＣａの他に、０．０５０質量％未満の不可避的不純物が含まれており、残部はＡｌから構成されている。
【００４２】
得られたスラブを５００℃の温度に８時間保持して均質化処理を行った。次いで、スラブの温度が２００〜４５０℃の範囲内にある状態で熱間圧延を施し、板厚３ｍｍの熱延板を作製した。
【００４３】
次いで、熱延板を３００℃の温度に３時間保持して中間焼鈍を行った。その後、熱延板に複数パスの冷間圧延を施し、板厚０．１５ｍｍのアルミニウム合金板（表１、試験材１〜８）を得た。なお、試験材２〜４及び試験材６〜８については、冷間圧延の途中において、板厚０．６０ｍｍの冷延板及び板厚０．３０ｍｍの冷延板を採取し、後述する引張試験に供した。また、試験材１及び試験材５については、板厚０．６０ｍｍ及び板厚０．３０ｍｍの冷延板に加えて、これら以外の板厚を有する複数の冷延板を採取し、後述する引張試験に供した。
【００４４】
以上により得られた試験材の冷間加工度は、以下の式により算出することができる。
冷間加工度［％］＝（中間焼鈍後の板厚［ｍｍ］−試験材の板厚［ｍｍ］）／中間焼鈍後の板厚［ｍｍ］×１００
本例における試験材の冷間加工度は９５％である。
【００４５】
また、冷延板の冷間加工度も、前述した試験材の冷間加工度と同様にして算出することができる。例えば、板厚０．６０ｍｍの冷延板の冷間加工度は８０％であり、板厚０．３０ｍｍの冷延板の冷間加工度は９０％である。
【００４６】
以上により得られた試験材及び冷延板から、圧延方向と長手方向とが平行になるようにしてＪＩＳ  Ｚ２２４１に規定する５号試験片を採取した。そして、ＪＩＳ  Ｚ２２４１の規定に準じた方法により、引張試験を実施した。試験材及び冷延板の引張強さは、表１に示した通りであった。
【００４７】
本例においては、この引張試験の結果に基づいて、加工軟化現象を発現しているか否かの判定を行った。具体的には、まず、引張試験により、板厚０．６０ｍｍの冷延板の引張強さσB  80［ＭＰａ］、板厚０．３０ｍｍの冷延板の引張強さσB  90［ＭＰａ］、板厚０．１５ｍｍの冷延板の引張強さσB  95［ＭＰａ］を測定した。そして、σB  80をσB  maxとし、σB  90及びσB  95のうち値の小さい方の引張強さをσB  minとして、（σB  max−σB  min）／σB  minの値を計算した。これにより得られた（σB  max−σB  min）／σB  minの値が０．２以上の場合には、加工軟化現象を十分に発現していると判断し、表１中の「判定」欄に記号「Ａ」を記載した。また、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が０以上０．２未満の場合には加工軟化が不十分であると判断し、同欄に記号「Ｂ」を記載した。そして、（σB  max−σB  min）／σB  minの値が０未満であった場合には加工軟化現象を発現していないと判断し、同欄に記号「Ｃ」を記載した。
【００４８】
【表１】
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【００４９】
表１に示したように、試験材１〜４は、前記特定の化学成分を有するＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金から構成されているため、加工軟化現象が十分に発現し、加工軟化による強度の低下量を大きくすることができた。
【００５０】
これに対し、試験材５には、Ｃａが添加されていないため、加工軟化による強度の低下量が小さくなった。
試験材６のＳｉの含有量は前記特定の範囲よりも多かったため、加工軟化現象が発現せず、冷間加工度８０％以上の領域において強度が低下しなかった。
【００５１】
試験材７のＦｅの含有量は前記特定の範囲よりも少なかったため、加工軟化現象が発現せず、冷間加工度８０％以上の領域において強度が低下しなかった。
試験材８のＦｅの含有量は前記特定の範囲よりも少なかった。また、試験材８のＳｉの含有量は前記特定の範囲よりも多かった。これらの結果、それ故、試験材８については、加工軟化現象が発現せず、冷間加工度８０％以上の領域において強度が低下しなかった。
【００５２】
加工軟化の程度について更に詳細な評価を行うため、試験材１及び試験材５の引張試験結果に基づいて、図１及び図２に示す加工硬化曲線を作成した。なお、図１の横軸は冷間加工度（％）であり、縦軸は引張強さ（ＭＰａ）または耐力（ＭＰａ）である。また、図２の横軸は冷間加工度（％）であり、縦軸は伸び（％）である。
【００５３】
前記特定の範囲の化学成分を備えた試験材１は、図１に示すように、冷間加工度が０〜８０％の範囲内において、冷間加工度が高くなるほど引張強さ及び耐力が増加する傾向を示した。また、試験材１は、図２に示すように、冷間加工度が０〜４０％の範囲内において冷間加工度が高くなるほど伸びが低下する傾向を示し、４０〜８０％の範囲内において伸びが概ね一定となった。これらの結果から、試験材１については、冷間加工度が０〜８０％の範囲内において加工硬化が起きていることが理解できる。
【００５４】
また、試験材１の冷間加工度が８０％を超えると、図１に示したように、引張強さ及び耐力が急激に減少するとともに、図２に示したように伸びが急激に増加した。これらの結果から、試験材１については、冷間加工度が８０％を超える範囲内において加工軟化が起きていることが理解できる。
【００５５】
これに対し、試験材５については、図１に示すように、冷間加工度が８０％を超えても引張強さ及び耐力が減少せず、冷間加工度が９３〜９５％の範囲内において引張強さ及び耐力がわずかに減少した。また、試験材５については、図２に示すように、冷間加工度が０〜４０％の範囲内において冷間加工度が高くなるほど伸びが低下し、４０％を超える範囲内において伸びが概ね一定となった。これらの結果から、試験材５については、加工軟化がほとんど起きておらず、加工軟化による強度の低下量も小さいことが理解できる。
【００５６】
以上のように、Ｆｅ、Ｃａ及びＳｉの含有量が前記特定の範囲内であるＡｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金は、冷間加工度がある程度以上になった場合に、加工軟化現象を発現することができる。また、Ｆｅの含有量とＣａの含有量とを前記特定の範囲とすることにより、ＦｅとＣａとを相乗的に作用させ、Ｆｅを単独で添加した場合及びＣａを単独で添加した場合に比べて加工軟化による強度の低下量を格段に大きくすることができる。その結果、高い冷間加工度での成形性に優れた前記Ａｌ−Ｆｅ−Ｃａ系アルミニウム合金を得ることができる。
【図１】
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【図２】
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