(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有し、再結晶組織をそなえたアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が０．５〜２０ｍｍ、結晶粒のうちＣｕｂｅ方位を有する結晶粒数の比率が３０％以下、隣り合う結晶粒が１５°以上の大角粒界である確率が６０％以上であることを特徴とする粗大結晶粒を有するアルミニウム板。
【請求項２】
前記アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：０．１％以下、Ｍｇ：１．５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項1記載の含む粗大結晶粒を有するアルミニウム板。
【請求項３】
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板をＯ材処理した後、２〜５％のひずみを付与し、その後４５０℃以上の温度で０.５ｈ以上の時間加熱して再結晶処理することを特徴とする粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法。
【請求項４】
前記再結晶処理後、圧延率２０％以下の冷間加工を加えることを特徴とする請求項３記載の粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法。
【請求項５】
前記アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：０．１％以下、Ｍｇ：１．５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項３または４記載の粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、粗大結晶粒を有するアルミニウム板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建材用として、表面に再結晶した粗大結晶粒からなる結晶粒模様を現出させ、意匠性を向上させたアルミニウム板（アルミニウム合金板を含む）が知られている。このアルミニウム板には、建材として必要な曲げ成形性など、優れた成形性をそなえていることも重要である。また、用途上、コスト面も重要な要素となる。
【０００３】
従来、このようなアルミニウム板として、Ｍｇを含有し、Ｓｉ量、Ｆｅ量、（Ｍｎ＋Ｃｒ）量を特定範囲に限定したアルミニウム合金板が提案されているが（特許文献１参照）、２．０〜５．０％の多量のＭｇを含有するために、コスト高となる難点がある。
【０００４】
また、純度が９９．５％以上のアルミニウム材料を４５０〜５５０℃で３時間以上加熱する完全軟化処理を施した後、１〜１０％の塑性変形を加え、さらに５５０〜６５０℃で２時間以上加熱する方法により結晶粒模様を発現させることも提案されているが（特許文献２参照）、高温加熱を要するため製造コスト高となるという問題がある。
【特許文献１】特開２００５−３２５４２０号公報
【特許文献２】特開２００１−６４７８４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、結晶粒模様を現出させたアルミニウム板における上記従来の問題点を解消するためになされたものであり、その目的は、意匠性の高い粗大結晶粒模様を呈し、とくに建材として好適に使用される安価な粗大結晶粒を有するアルミニウム板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記の目的を達成するための請求項１による粗大結晶粒を有するアルミニウム板は、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有し、再結晶組織をそなえたアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が０．５〜２０ｍｍ、結晶粒のうちＣｕｂｅ方位を有する結晶粒数の比率が３０％以下、隣り合う結晶粒が１５°以上の大角粒界である確率が６０％以上であることを特徴とする。
【０００７】
請求項２による粗大結晶粒を有するアルミニウム板は、請求項１において、前記アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：０．１％以下、Ｍｇ：１．５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする。
【０００８】
請求項３による粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法は、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板をＯ材処理した後、２〜５％のひずみを付与し、その後４５０℃以上の温度で０.５ｈ以上の時間加熱して再結晶処理することを特徴とする。
【０００９】
請求項４による粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法は、請求項３において、前記再結晶処理後、圧延率２０％以下の冷間加工を加えることを特徴とする。
【００１０】
請求項５による粗大結晶粒を有するアルミニウム板の製造方法は、請求項３または４において、前記アルミニウム合金板が、さらにＣｕ：０．１％以下、Ｍｇ：１．５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、表面に意匠性の高い粗大結晶粒模様が現出され、とくに建材として好適に使用される安価な粗大結晶粒を有するアルミニウム板およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明の粗大結晶粒を有するアルミニウム板は、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有し、再結晶組織をそなえたアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が０．５〜２０ｍｍ、結晶粒のうちＣｕｂｅ方位を有する結晶粒数の比率が３０％以下、隣り合う結晶粒が１５°以上の大角粒界である確率が６０％以上であることを特徴とする。
【００１３】
本発明における合金成分の意義および限定理由について説明すると、ＳｉおよびＦｅは、アルミニウム素材中に不純物として含有する元素であり、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｆｅ：０．０３〜０．４０％の範囲に調整することにより、コストを低くして、成形性も良好な板を得ることができる。
【００１４】
Ｓｉが０．０３％未満では高純度のアルミニウム地金を使用しなければならないためコスト的に不利であり、０．３０％を超えると、単体Ｓｉ、またはＳｉを含む金属間化合物が多く生成して成形性を害する。Ｆｅが０．０３％未満では高純度のアルミニウム地金を使用しなければならないためコスト的に不利であり、０．４０％を超えると、Ｆｅを含む金属間化合物が多く生成して成形性を害する。
【００１５】
ＣｕおよびＭｇは強度を向上させるよう機能する元素である。ＣｕおよびＭｇの好ましい含有量は、Ｃｕ：０．１％以下、Ｍｇ：１．５％以下の範囲であり、Ｃｕ量が０．１％を超えるとコスト面で不利となり、Ｍｇ量が１．５％を超えると耐食性が低下し、コスト面でも不利となる。
【００１６】
Ｔｉ：０．１％以下以下、Ｂ：０．０５％以下の１種または２種を添加することにより鋳造組織を微細化することができる。その他の元素として、Ｍｎ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｎ：０．１％以下、Ｖ：０．０５％以下が含有されていても本発明の特性に影響することはない。
【００１７】
平均結晶粒径は０．５〜２０ｍｍの範囲が好ましく、０.５ｍｍ満では肉眼で結晶粒模様を観察し難く、２０ｍｍを超えると結晶粒径の大小の差がはっきりし過ぎて優れた意匠性を得ることができない。
【００１８】
結晶粒のうちＣｕｂｅ方位を有する結晶粒数の比率が３０％以下であることが望ましく、比率が３０％を超えると結晶粒模様に見え難く、優れた意匠性を得ることができない。
【００１９】
また、隣り合う結晶粒が１５°以上の大角粒界である確率が６０％以上であることが望ましく、隣り合う結晶粒の１５°以上の大角粒界比率が６０％未満では、結晶粒模様を発現させても光反射が近く、優れた意匠性を得ることができない。
【００２０】
つぎに、本発明に係るアルミニウム板の製造方法について説明する。前記の組成を有するアルミニウムを常法により溶解、鋳造し、得られた鋳塊を常法により均質化処理、熱間圧延、冷間圧延し、続いて、焼鈍処理（Ｏ材処理）した後、２〜５％のひずみを付与し、その後４５０℃以上の温度で０.５ｈ以上の時間加熱して再結晶処理する。
【００２１】
Ｏ材処理後の２〜５％のひずみは、冷間圧延により付与するのが好ましく、ひずみは２％未満では粗大な結晶粒が発生し難く、５％を超えると、平均結晶粒径は０．５ｍｍ未満となり優れた意匠性を与えることができない。
【００２２】
再結晶処理温度が４５０℃未満では粗大結晶粒が生成し難い。処理温度、処理時間には、とくに上限を設けないが、エネルギーコスト削減の観点から、処理温度は５００℃以下、処理時間は２ｈ以下が望ましい。
【００２３】
再結晶処理後、強度を高めるために、圧延率２０％以下の冷間加工を加えることができる。圧延率が２０％を超えると粗大結晶粒模様が圧延方向に伸び、意匠性が劣る。
【００２４】
なお、本発明において、結晶粒のうちＣｕｂｅ方位を有する結晶粒数の比率を３０％以下とし、隣り合う結晶粒が１５°以上の大角粒界である確率を６０％以上とするためには、上記の製造工程において、均質化処理温度を５００℃以上、６２０℃以下あるいは融点以下、均質化処理時間を１時間以上、１０時間以下、熱間圧延開始温度を４５０℃以上、５５０℃以下とする工程を行うことが好ましい。均質化処理温度が５００℃未満あるいは均質化処理時間が１時間未満であると、組織が充分均質化されずに、最終的に得られる結晶粒が不均一になりやすい。均質化処理温度が上限を超えると溶融する恐れがあるため好ましくない。また均質化処理時間が１０時間を超えても均質化の効果は得られるが、１時間から１０時間の間で充分な効果があるため、１０時間を超えての均質化処理はエネルギーコストの観点から好ましくない。熱間圧延開始温度が４５０℃未満の場合、熱間圧延で形成される結晶組織が不均一になり、最終的に得られる結晶粒が不均一になりやすい。さらに熱間圧延時の変形抵抗が高くなり生産性に劣る。熱間圧延開始温度が５５０℃を超える場合、結晶組織の観点からは問題はないが、熱間圧延時の加工発熱による溶融が発生する恐れがあるため好ましくない。
【実施例】
【００２５】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
【００２６】
実施例１、比較例１
表１に示す組成を有するアルミニウムを溶解、鋳造し、得られた鋳塊を５５０℃で１０ｈ均質化処理し、均質化処理後、５００℃の熱間圧延開始温度にて厚さ２ｍｍまでの熱間圧延を行った。
【００２７】
続いて、厚さ１ｍｍまで冷間圧延し、冷間圧延後、ソルトバス中で、４００℃で６０秒のＯ材処理を行った。さらに、冷間圧延により３％のひずみを付与した後、４５０℃で２ｈの再結晶処理を行った。
【００２８】
得られたアルミニウム板（試験材）について、以下の方法により、平均結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位比率、大角粒界比率、および成形性を評価した。結果を表２に示す。なお、表１、表２において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００２９】
【表１】
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【００３０】
平均結晶粒径の評価：試験材をＴｕｃｋｅｒ液に室温で２０s浸漬し、水洗後、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２結晶粒度評価法により平均結晶粒径を求めた。
【００３１】
Ｃｕｂｅ方位比率および大角粒界比率の評価：ＥＢＳＰ法にて求めた。試料調整は電解エッチング（過塩素酸エタノール液にて電解研磨を、-５℃で３分）を行った。適当な倍率で１０〜１００視野観察し，隣り合う結晶粒をランダムに１００組選び、その２００個の結晶粒のＣｕｂｅ方位である比率および１００個の粒界の大角粒界比率を求めた。ＳＥＭは日立製Ｓ-３５００Ｎ、ＥＢＳＰはＯｘｆｏｒｄ社製のもの用いた。ＥＢＳＰ解析用のソフトはＩｎｃａ Ｃｒｙｓｔａｌを使用した。Ｃｕｂｅ方位から誤差１５°以内の結晶粒をＣｕｂｅ方位の結晶粒とし、大角粒界比率は傾角が１５°以上の粒界の比率を求めた。
【００３２】
成形性の評価：１８０°密着曲げにより評価した。試験方法はＪＩＳ  Ｚ ２２４８に従い、外観観察を行って、割れが無いものを合格（○）、割れが生じたものを不合格（×）とした。
【００３３】
【表２】
0005182805.tif 000003
【００３４】
表２に示すように、本発明に従う試験材１〜８はいずれも、結晶粒径が０．５〜２０ｍｍの範囲で、Ｃｕｂｅ方位比率は３０％以下、大角粒界比率は６０％以上であり、優れた成形性を示した。
【００３５】
これに対して、試験材９はＳｉ量が０．３０％を超えているため、また、試験材１０はＦｅ量が０．４０％を超えているため、いずれも成形性が劣っている。
【００３６】
実施例２、比較例２
実施例１の合金ＡのＯ材処理のアルミニウム板を用い、表３に示す条件で冷間圧延によるひずみ付与を行った後、表３に示す条件で再結晶処理を実施した。
【００３７】
得られたアルミニウム板（試験材）について、実施例１と同じ方法により、平均結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位比率、大角粒界比率、および成形性を評価した。結果を表４に示す。なお、表３において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３８】
【表３】
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【００３９】
【表４】
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【００４０】
表４に示すように、本発明に従う試験材１１〜１７はいずれも、結晶粒径が０．５〜２０ｍｍの範囲で、Ｃｕｂｅ方位比率は３０％以下、大角粒界比率は６０％以上であり、優れた成形性を示した。
【００４１】
これに対して、試験材２０、２２、２３は付与されたひずみが本発明の条件を外れており、また、試験材１８、１９は再結晶処理温度が低く、試験材２１は再結晶処理時間が短いため、結晶粒径が０．１ｍｍ以下となって粗大結晶粒が生成せず、成形性の評価を行わなかった。    
【００４２】
実施例３、比較例３
実施例１の合金ＡのＯ材処理のアルミニウム板を用い、冷間圧延により３％のひずみ付与を行った後、４５０℃で２ｈの再結晶処理を行い、続いて、表５に示す条件で冷間圧延を実施した。
【００４３】
得られたアルミニウム板（試験材）について、実施例１と同じ方法により、平均結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位比率、大角粒界比率、および成形性を評価した。結果を表６に示す。なお、表５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００４４】
【表５】
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【００４５】
【表６】
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【００４６】
表６に示すように、本発明に従う試験材２４〜２７はいずれも、結晶粒径が０．５〜２０ｍｍの範囲で、Ｃｕｂｅ方位比率は３０％以下、大角粒界比率は６０％以上であり、優れた成形性を示した。
【００４７】
これに対して、試験材２８は最後の冷間圧延の圧延率が２０％を超えているため、粗大結晶粒模様が圧延方向に延び、結晶粒径の測定が不能で、意匠性に劣るものとなったため、成形性の評価を行わなかった。