(57)【要約】【課題】一般規格にほぼ準じながら、規格材よりも優れた機械的性質や耐食性などの各種品質を有するアルミニウム合金を提供することを目的とする。【解決手段】本発明を適用したアルミニウム合金は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｍｎから成る元素群中の少なくとも１種の添加元素を含み、残部は、前記元素群に含まれる元素以外の元素から成る不可避的不純物元素とＡｌから成り、該不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下としたものである。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｍｎから成る元素群中の少なくとも１種の添加元素を含み、
残部は、前記元素群に含まれる元素以外の元素から成る不可避的不純物元素とＡｌとから成り、
該不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下である
アルミニウム合金。
【請求項２】
前記添加元素は、
ｗｔ％で、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％である
請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
前記添加元素は、
ｗｔ％で、Ｍｇ：４．０〜５．０％、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％である
請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
前記添加元素は、
ｗｔ％で、Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｃｕ：０．１５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％である
請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
前記添加元素は、
ｗｔ％で、Ｚｎ：５．０〜５．５％、Ｍｇ：２．５〜３．０％、Ｃｕ：１．２〜２．５％、Ｃｒ：０．１５〜０．２５％である
請求項１に記載のアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金に関する。詳しくは、一般規格にほぼ準じながら、規格材よりも優れた機械的性質や耐食性などの各種品質を有するアルミニウム合金に係わるものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、アルミニウム合金は、軽量性、加工性などの観点から様々な分野で使用されており、そのほとんどは、日本工業規格（ＪＩＳ）のような国内規格や海外規格に準じた規格材として製造されている。
【０００３】
しかし、このような規格材では、添加元素以外の元素については、不可避的不純物元素として所定の含有量以下に制限されるにすぎないため、実合金中には、比較的多くの不可避的不純物元素が含まれている。
【０００４】
このため、実合金では、不可避的不純物元素が添加元素や他の不可避的不純物元素と結びついて粗い化合物が形成されるなどして、機械的性質や耐食性などの各種品質が悪化し、各アルミニウム合金が、本来有する優れた特性を充分に発揮できない場合があった。
【０００５】
これに対し、規格材（ＪＩＳ６０６１系アルミニウム合金）中の各不可避的不純物元素の含有量を更に低く制限することにより、特定の品質を向上させる技術が公知となっている（例えば、特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平５−２７９７７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に記載されたアルミニウム合金では、不可避的不純物元素のうちの一部の元素については、新たに添加して実合金中の含有量を逆に増加させるようにしており、他の品質が悪化したり、添加した元素の分だけ原料コストが増加する。
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みて創案されたものであり、一般規格にほぼ準じながら、規格材よりも優れた機械的性質や耐食性などの各種品質を有するアルミニウム合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金は、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｍｎから成る元素群中の少なくとも１種の添加元素を含み、残部は、前記元素群に含まれる元素以外の元素から成る不可避的不純物元素（以下、単に「不可避的不純物元素」とする）とＡｌとから成り、該不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下である。
【００１０】
ここで、ＪＩＳの主要なアルミニウム合金には、高力合金である２０００系、靭性や耐食性に優れた５０００系と６０００系、アルミニウム合金の中で最高強度を有する７０００系がある。
【００１１】
前述した添加元素のうちのＣｕは、このうちの２０００系、６０００系、７０００系に添加され、金属間化合物の中間相の時効析出による高強度化、時効析出速度の増加、応力腐食割れの抑制に有効な元素である。
【００１２】
Ｓｉは、２０００系、６０００系に添加され、金属間化合物の中間相の時効析出による高強度化に有効な元素である。
【００１３】
Ｍｇは、これら４合金系の全てに添加され、金属間化合物の中間相の時効析出や固溶強化による高強度化に有効な元素である。
【００１４】
Ｚｎは、７０００系のみに添加され、金属間化合物の中間相の時効析出による高強度化に有効な元素である。
【００１５】
Ｃｒは、５０００系、６０００系、７０００系に添加され、結晶粒微細化による高強度化や、耐食性の改善、特に応力腐食割れの抑制に有効な元素である。
【００１６】
Ｍｎは、２０００系、５０００系に添加され、Ｃｒと同様に、結晶粒微細化による高強度化や、耐食性の改善、特に応力腐食割れの抑制に有効な元素である。
【００１７】
更に、これらの添加元素以外であって、アルミニウムの母合金に不可避的に含まれる微量な不可避的不純物元素には、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｎａなどがあるが、これらの不可避的不純物元素の総含有量は、０．０１ｗｔ％以下に制限される。
【００１８】
これは、不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％超えでは、不可避的不純物元素が添加元素の一部と結合し、添加元素が無駄に消費されて充分な添加効果が得られなくなったり、粗大な金属間化合物が形成されて加工性、靭性、疲労強度などが低下するからである。
【００１９】
また、前述した元素群中の添加元素は、Ｃｕ：４．０〜５．０％、Ｍｇ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％とすることができる。この組成範囲のアルミニウム合金（以下、「Ａ合金」とする）は、熱処理タイプのＪＩＳ２０００系、詳しくはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系である２０１４合金に略相当するものである。
【００２０】
このＡ合金では、Ｃｕは、金属間化合物ＣｕＡｌ２、ＣｕＭｇＡｌ２の初期析出相や中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、４．０ｗｔ％以上、５．０ｗｔ％以下とする。
【００２１】
Ｃｕ含有量が４．０ｗｔ％未満では、金属間化合物ＣｕＡｌ２、ＣｕＭｇＡｌ２の初期析出相や中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｃｕ含有量が５．０ｗｔ％超えでは、Ａｌ中へのＣｕの最大固溶限（５．７ｗｔ％）を超えてθ相が析出する恐れがあり、均質なα過飽和固溶体が得られず、安定した時効析出が行えなくなって強度のばらつきが大きくなると共に、原料コストも増加するからである。
【００２２】
Ｍｇも、金属間化合物ＣｕＭｇＡｌ２の初期析出相や中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、０．４ｗｔ％以上、０．８ｗｔ％以下とする。
【００２３】
Ｍｇ含有量が０．４ｗｔ％未満では、金属間化合物ＣｕＭｇＡｌ２の初期析出相や中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｍｇ含有量が０．８ｗｔ％超えでは、Ａｌ中へのＭｇの固溶限を超えて金属間化合物Ａｌ２ＣｕＭｇが析出する恐れがあり、均質なα過飽和固溶体が得られず、安定した時効析出が行えずに強度のばらつきが大きくなると共に、原料コストも増加するからである。
【００２４】
Ｓｉは、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、０．２ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下とする。
【００２５】
Ｓｉ含有量が０．２ｗｔ％未満では、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｓｉ含有量が１．０ｗｔ％超えでは、粗大なＳｉの晶出が多くなり、押出し加工性などの機械的性質が低下するからである。
【００２６】
Ｍｎは、不純物が少なく再結晶粒が粗大化しやすいアルミニウム合金中にＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物を形成するなどして再結晶温度を上げ、結晶粒微細化による強度補完を図るために添加し、その含有量は、０．５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下とする。
【００２７】
Ｍｎ含有量が０．５ｗｔ％未満では、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物の析出量が少なくて、充分な強度補完が行われないからである。一方、Ｍｎ含有量が１．０ｗｔ％超えでは、Ｍｎが他の添加元素と結合して、高強度化に有効な金属間化合物ＣｕＡｌ２、ＣｕＭｇＡｌ２の初期析出相や中間相などの形成が抑制されるからである。
【００２８】
なお、Ｍｎ含有量の上限が、ＪＩＳ２０１４合金では１．２ｗｔ％であるのに対し、Ａ合金では、より低含有量の１．０ｗｔ％に設定している。これは、Ａ合金中の不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下に制限され、Ｍｎと化合物を形成するＦｅやＣｒ等が微量であるため、Ｍｎが無駄に消費されることがなく、Ｍｎの添加量を少なくしてもＡｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物を充分な量形成できるからである。
【００２９】
また、元素群中の添加元素は、ｗｔ％で、Ｍｇ：４．０〜５．０％、Ｍｎ：０．５〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．１０％としてもよい。この組成範囲のアルミニウム合金（以下、「Ｂ合金」とする）は、非熱処理タイプのＪＩＳ５０００系、詳しくはＡｌ−Ｍｇ系である５０８３合金に略相当するものである。
【００３０】
このＢ合金では、Ｍｇは、Ａｌ中への固溶強化によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、４．０ｗｔ％以上、５．０ｗｔ％以下とする。
【００３１】
Ｍｇ含有量が４．０ｗｔ％未満では、Ａｌ中への固溶量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｍｇ含有量が５．０ｗｔ％超えでは、過剰なＭｇが粒界に析出して粒界腐食や応力腐食割れが発生し、耐食性や加工性が低下するからである。特に、圧延時には、板の厚み方向略中央から割れるワニ口割れや、板の縁近傍での板幅方向に割れる耳割れなどが発生しやすくなるからである。
【００３２】
Ｍｎは、結晶粒微細化による強度補完を図るために添加し、その含有量は、０．５ｗｔ％以上、１．２ｗｔ％以下とする。
【００３３】
Ｍｎ含有量が０．５ｗｔ％未満では、充分な強度補完が行われないからである。一方、Ｍｎ含有量が１．２ｗｔ％超えでは、ＭｎがＦｅやその他の不可避的不純物元素と結合して粗大な金属間化合物が形成され、加工性、靭性、疲労強度などが低下するからである。
【００３４】
なお、Ｍｎ含有量の上限が、ＪＩＳ５０８３合金では１．０ｗｔ％であるのに対し、Ｂ合金では、より高含有量の１．２ｗｔ％に設定している。これは、Ｂ合金中の不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下に制限され、Ｍｎと粗大な金属間化合物を形成するＦｅやその他の不可避的不純物元素が微量であるため、Ｍｎの添加量を多くしても粗大な金属間化合物が形成されないからである。
【００３５】
Ｃｒは、Ｍｎと同様、結晶粒微細化による強度補完を図るために、Ｍｎと一緒に添加し、その含有量は、０．０５ｗｔ％以上、０．１０ｗｔ％以下とする。
【００３６】
Ｃｒ含有量が０．０５ｗｔ％未満では、充分な強度補完が行われないからである。一方、Ｃｒ含有量が０．１０ｗｔ％超えでは、ＣｒがＡｌと結合し、粗大な金属間化合物が形成され、加工性、靭性、疲労強度などが低下するからである。
【００３７】
なお、Ｃｒ含有量の上限が、ＪＩＳ５０８３合金では０．２５ｗｔ％であるのに対し、Ｂ合金では、より低含有量の０．１０ｗｔ％に設定している。これは、前述の如く、不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下に制限されることでＭｎ含有量の上限を上昇させることができるため、Ｃｒの添加量を少なくしてもＭｎによって充分な強度補完が行えるからである。
【００３８】
また、元素群中の添加元素は、ｗｔ％で、Ｍｇ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｃｕ：０．１５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％としてもよい。この組成範囲のアルミニウム合金（以下、「Ｃ合金」とする）は、熱処理タイプのＪＩＳ６０００系、詳しくは、Ａｌ−Ｍｇ２Ｓｉ擬２元系とみなされるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６０６１合金に略相当するものである。
【００３９】
このＣ合金では、Ｍｇは、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、０．８ｗｔ％以上、１．２ｗｔ％以下とする。
【００４０】
Ｍｇ含有量が０．８ｗｔ％未満では、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｍｇ含有量が１．２ｗｔ％超えでは、Ａｌ中に多量のＭｇが固溶した分だけ、逆に金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの固溶度が減少するため、この金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出量が少なくなり、それ以上の強度上昇が図れないからである。
【００４１】
Ｓｉも、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、０．５ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下とする。
【００４２】
Ｓｉ含有量が０．５ｗｔ％未満では、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。
【００４３】
詳しくは、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの構成比Ｓｉ／Ｍｇが０．５７８であることから、Ｍｇ含有量が下限０．８ｗｔ％である場合、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相形成に必要なＳｉ含有量は０．５ｗｔ％（＝０．８×０．５７８）となる。
【００４４】
従って、Ｓｉ含有量の下限を０．５ｗｔ％と規定することにより、Ｍｇ、Ｓｉのいずれも、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相形成に過不足なく消費される。
【００４５】
一方、Ｓｉ含有量が１．０ｗｔ％超えでは、粗大なＳｉの晶出が多くなり、押出し加工性などの機械的性質が低下するからである。
【００４６】
詳しくは、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの構成比Ｓｉ／Ｍｇが０．５７８であることから、Ｍｇ含有量が上限１．２ｗｔ％である場合、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相形成に必要なＳｉ含有量は０．７ｗｔ％（＝１．２×０．５７８）となる。
【００４７】
ここで、余剰分の０．３ｗｔ％（＝１．０−０．７）のＳｉは、Ａｌ中へのＳｉの固溶限が１．６５ｗｔ％（＞０．３）であることから、晶出することなくＡｌ中に固溶される。
【００４８】
更に、形成される金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相は、前述の記載から１．９ｗｔ％（＝１．２＋０．７）となるが、Ａｌ中への金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの固溶限が１．９ｗｔ％と同一であることから、析出することなくＡｌ中に固溶される。
【００４９】
加えて、Ｃ合金中の不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下に制限されていることから、ＭｇやＳｉと粗大な金属間化合物を形成するＦｅ等が微量となっている。
【００５０】
従って、Ｍｇ含有量の上限を１．２ｗｔ％、Ｓｉ含有量の上限を１．０ｗｔ％に規定することにより、押出し加工性などの機械的性質が低下せず、更に、ＭｇやＳｉが無駄に消費されることがなく、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出量を充分に確保し、確実に高強度化を図ることができる。
【００５１】
Ｃｕは、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの時効析出速度の増加を図るために添加し、その含有量は、０．１５ｗｔ％以上、０．３５ｗｔ％以下とする。
【００５２】
Ｃｕ含有量が０．１５ｗｔ％未満では、時効析出速度の増加の効果が小さくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｃｕ含有量が０．３５ｗｔ％超えでは、時効析出速度はほとんど増加せずに、原料コストのみが増加するからである。
【００５３】
Ｃｒは、結晶粒微細化による強度補完を図るために添加し、その含有量は、０．０５ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以下とする。
【００５４】
Ｃｒ含有量が０．０５ｗｔ％未満では、充分な強度補完が行われないからである。一方、Ｃｒ含有量が０．２０ｗｔ％超えでは、ＣｒがＡｌと結合し、粗大な金属間化合物が形成され、加工性、靭性、疲労強度などが低下するからである。
【００５５】
なお、Ｃｒ含有量の上限が、ＪＩＳ６０６１合金では０．３５ｗｔ％であるのに対し、Ｃ合金では、より低含有量の０．２０ｗｔ％に制限している。これは、Ｃｒ添加によって、１）押し出し加工の際の焼入れ感受性が高くなり、焼入れ性が悪化し、２）Ｃｒが金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの析出サイトとして機能し、金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉの中間相の時効析出量が少なくなって、強度が低下するからであり、更には、３）Ｃ合金中の不可避的不純物元素の総含有量が０．０１ｗｔ％以下に制限され、Ｃｒと化合物を形成する不可避的不純物元素が微量であるため、Ｃｒが無駄に消費されることがなく、添加量が少なくて済むからである。
【００５６】
また、元素群中の添加元素は、ｗｔ％で、Ｚｎ：５．０〜５．５％、Ｍｇ：２．５〜３．０％、Ｃｕ：１．２〜２．５％、Ｃｒ：０．１５〜０．２５％としてもよい。この組成範囲のアルミニウム合金（以下、「Ｄ合金」とする）は、熱処理タイプのＪＩＳ７０００系、詳しくは、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｃｒ系の７０７５合金に略相当するものである。
【００５７】
このＤ合金では、Ｚｎは、金属間化合物ＭｇＺｎ２（η'相）の中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、５．０ｗｔ％以上、５．５ｗｔ％以下とする。
【００５８】
Ｚｎ含有量が５．０ｗｔ％未満では、金属間化合物ＭｇＺｎ２の中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｚｎ含有量が５．５ｗｔ％超えでは、それ以上の強度上昇が図れないからである。
【００５９】
Ｍｇも、金属間化合物ＭｇＺｎ２（η'相）の中間相の時効析出によって高強度化を図るために添加し、その含有量は、２．５ｗｔ％以上、３．０ｗｔ％以下とする。
【００６０】
Ｍｇ含有量が２．５ｗｔ％未満では、金属間化合物ＭｇＺｎ２の中間相の析出量が少なくて、充分な強度が得られないからである。一方、Ｍｇ含有量が３．０ｗｔ％超えでは、それ以上の強度上昇が図れないからである。
【００６１】
Ｃｕは、応力腐食割れの抑制によって耐食性の改善を図るために添加し、その含有量は、１．２ｗｔ％以上、２．５ｗｔ％以下とする。
【００６２】
ここで、この応力腐食割れ発生の原因として、結晶粒の粒内と粒界間の電位差が大きいことが一因と考えられ、Ｃｕは、この電位差を緩和して応力腐食割れを抑制すると思われる。表１に、アルミニウム合金中の固溶体や化合物の電極電位（軽金属学会、研究部会報告書Ｎｏ．１５、１９８５．９）を示す。
【００６３】
【表１】
2017039979.tif 000002
【００６４】
表１によると、例えば、９９．９５％Ａｌ（高純度アルミニウム）、Ａｌ＋４％ＭｇＺｎ２（Ａｌ中の金属間化合物ＭｇＺｎ２）、Ａｌ＋２％Ｃｕ（Ａｌ−Ｃｕ固溶体）の電極電位は、それぞれ、−０．８５Ｖ、−１．０７Ｖ、−０．７５Ｖであり、ＣｕやＺｎはＡｌと大きな電位差を生じやすい。そして、このうち電位的に最も貴なＡｌ−Ｃｕ固溶体を粒内、粒界に均一分散させると、Ｄ合金内の電極電位が均一化されるものと考えられる。
【００６５】
従って、Ｃｕ含有量が１．２ｗｔ％未満では、Ａｌ−Ｃｕ固溶体の分散量が少なくてＣｕによる充分な電位差緩和が行えず、応力腐食割れが抑制できない一方、Ｃｕ含有量が２．５ｗｔ％超えでは、Ａｌ−Ｃｕ固溶体が凝集して局部的に貴な部分が形成され、逆に応力腐食割れが促進されると考えられるからである。
【００６６】
Ｃｒは、結晶粒微細化による強度補完を図るために添加し、その含有量は、０．１５ｗｔ％以上、０．２５ｗｔ％以下とする。
【００６７】
Ｃｒ含有量が０．１５ｗｔ％未満では、充分な強度補完が行われないからである。一方、Ｃｒ含有量が０．２５ｗｔ％超えでは、押し出し加工の際の焼入れ感受性が高くなり、焼入れ性が悪化するからである。
【発明の効果】
【００６８】
本発明に係わるアルミニウム合金は、一般規格にほぼ準じながら、規格材よりも優れた機械的性質や耐食性などの各種品質を有するものとなっている。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】本発明に係わる各種合金のミクロ組織を示す断面顕微鏡写真である。
【図２】プレス試験後のサンプルの外観写真であって、図２（ａ）は発明材１の外観写真、図２（ｂ）は比較材１の外観写真である。
【図３】切削加工時に採取した切粉の外観写真である。
【発明を実施するための形態】
【００７０】
以下、アルミニウム合金に関する本発明の実施の形態について、図面を参照しながら説明し、本発明の理解に供する。
【００７１】
本発明に係わるアルミニウム合金に使用されるアルミニウムの母合金には、通常、不可避的不純物元素の含有量が極めて少ない３Ｎ（９９．９ｗｔ％）以上の高純度アルミニウムが用いられる。
【００７２】
更に、各規格材が本来有する優れた特性を充分に発揮させるには、本実施例の如く、４Ｎ（９９．９９ｗｔ％）以上の高純度アルミニウムの使用が好ましい。
【００７３】
これにより、アルミニウムの母合金に含まれる各不可避的不純物元素の含有量を低く抑え、製造後の本発明に係わるアルミニウム合金であるＡ合金、Ｂ合金、Ｃ合金、Ｄ合金に含まれる不可避的不純物元素の総含有量を０．０１ｗｔ％以下に制限することができる。
【００７４】
また、添加元素であるＣｕ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｍｎについても、各元素または複数の元素毎に母合金を準備し、前述した高純度アルミニウムを溶解して得た溶湯に添加することにより、本発明に係わるアルミニウム合金を製造した。
【実施例】
【００７５】
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。ただし、本発明は、かかる実施例に限定されるものではない。
【００７６】
［アルミニウム合金の製造］
本発明に係わるアルミニウム合金においては、通常よりも高純度のアルミニウムと、各種合金の添加元素とから、鋳塊を製造する。
詳しくは、Ａ合金では、４Ｎの高純度アルミニウムの地金を７５０〜７８０℃に加熱溶解してアルミニウム溶湯を得た後、このアルミニウム溶湯に、同温度を維持しながら所定量の添加元素Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｎの各母合金を加えることにより、発明材１の溶湯を得た。
【００７７】
同様にして、４Ｎの高純度アルミニウムの地金を７５０〜７８０℃に加熱溶解して得たアルミニウム溶湯に対し、Ｂ合金では、所定量の添加元素Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒの各母合金を加え、Ｃ合金では、所定量の添加元素Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃｒの各母合金を加え、Ｄ合金では、所定量の添加元素Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒの各母合金を加えることにより、それぞれ、発明材２、発明材３、発明材４の各溶湯を得た。そして、これら発明材１〜４の各溶湯から、いわゆる竪型半連続鋳造法によって、直径１９２ｍｍ×長さ１８００ｍｍの各鋳塊を製造した。
【００７８】
また、前述した４Ｎの高純度アルミニウムに代えて、通常の純アルミニウム（９９ｗｔ％以上）の地金を加熱溶解して得たアルミニウム溶湯に、発明材１〜４と同じ種類と量の各母合金を加えることにより、Ａ合金、Ｂ合金、Ｃ合金、Ｄ合金にそれぞれ対応するａ合金、ｂ合金、ｃ合金、ｄ合金の組成を有する比較材１〜４の各溶湯を得た。そして、これら比較材１〜４の各溶湯から、前述した竪型半連続鋳造法によって、直径１９２ｍｍ×長さ１８００ｍｍの各鋳塊を製造した。
【００７９】
表２は、以上のようにして製造したアルミニウム合金の発明材１〜４、比較材１〜４の化学組成を示す。
【００８０】
【表２】
2017039979.tif 000003
【００８１】
表２によると、不可避的不純物元素が、比較材１〜４では、０．１〜０．３ｗｔ％も含まれるのに対し、発明材１〜４では、高純度アルミニウムを使用することにより、常に０．０１ｗｔ％以下に制限されているのがわかる。
【００８２】
更に、これらの発明材１〜４と比較材１〜４の各鋳塊を押出し加工することにより、加工材を製造した。
【００８３】
次に、これらの鋳塊と加工材を対象にした各種試験方法について説明する。
ただし、鋳塊は、任意の温度で所定の調質処理を施した後に試験を行った。加工材については、熱処理材であるＡ合金の発明材１、ａ合金の比較材１、Ｃ合金の発明材３、ｃ合金の比較材３、Ｄ合金の発明材４、ｄ合金の比較材４は、いわゆるＴ６（溶体化処理→焼入れ→人工時効処理）という調質処理を施した後に試験を行い、非熱処理材であるＢ合金の発明材２、ｂ合金の比較材２は、押出し加工したままで、調質せずに試験を行った。
【００８４】
［ミクロ観察］
鋳塊のみを対象に、表層部と中心部から試験片を切り出して作製し、りん酸溶液に浸漬した後、その断面を光学顕微鏡にて観察した。
【００８５】
［機械試験］
鋳塊と加工材を対象に、引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１のＪＩＳ４号試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２０２のＪＩＳ５号試験片（Ｖノッチ標準試験片）を作製し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して行った。ブリネル硬さ試験は、５０ｍｍ角×長さ１０ｍｍの試験片を作製し、ＪＩＳＺ２２４３に準拠して行った。
【００８６】
［導電性試験］
鋳塊と加工材を対象に、５０ｍｍ角×長さ１０ｍｍの試験片を作製し、標準焼きなまし銅線、いわゆるＩＡＣＳを１００％とした場合の導電率（％ＩＡＣＳ）を、渦電流式の導電率計により測定した。
【００８７】
［加工性試験］
鋳塊のみを対象に、直径１０ｍｍ×高さ１０ｍｍの円柱状の試験片を作製し、上下無拘束かつ潤滑油無塗布の状態で、圧下速度２．０ｍｍ／ｍｉｎにて圧下し、その際の限界据え込み率ｅと最大荷重を測定した。
【００８８】
ここで、限界据え込み率ｅ（％）とは、初期の試験片の高さをｈ０（ｍｍ）とし、除荷後に試験片表面に図２のような割れ１、割れ２が目視で確認できた時の試験片の高さをｈ１（ｍｍ）とした場合、ｅ（％）＝（ｈ０−ｈ１）／ｈ０×１００によって求めた。
【００８９】
また、鋳塊のみを対象に、ブロック状の試験片を作製し、送り速度０．２９ｍｍ／ｒｅｖ、回転速度４００ｒｐｍ、切削角度９０度にて、切削油に工業用アルコールを使用するようにして、厚さ０．０３ｍｍを切削加工する際に発生する切粉の外観を観察した。
【００９０】
［耐食性試験］
加工材のみを対象に、１０％ＨＣｌから成る酸性液または１０％ＮａＯＨから成るアルカリ性液を５０℃に保持した液中に、試験片を３０分間浸漬し、液中に溶出したアルミニウム量である溶存Ａｌ量を原子吸光法にて測定すると共に、表面外観を観察した。
【００９１】
次に、上述した各種試験の試験結果について、不可避的不純物元素の総含有量を制限した発明材１〜４を、ＪＩＳ規格の通常の規格材である比較材１〜４と比較しながら説明する。
【００９２】
［ミクロ組織］
図１は、不可避的不純物元素の少ない発明材１〜４、従来レベルの不可避的不純物元素を含む比較材１〜４の各鋳塊のミクロ組織を示す断面顕微鏡写真である。
【００９３】
図１によると、鋳塊からの採取位置（表層部、中心部）にかかわらず、比較材１〜４には、発明材１〜４に比して粗大な金属間化合物が多数認められる。
【００９４】
ここで、表３に、アルミニウム合金中で形成される代表的な金属間化合物の形態を示す。
【００９５】
【表３】
2017039979.tif 000004
【００９６】
表３によると、不可避的不純物元素の含有量が多いと様々な金属間化合物が形成され、特に、アルミニウム中ではＦｅとの間で多くの種類の金属間化合物が形成されることがわかる。更に、表２によると、比較材１〜４と発明材１〜４の含有量比は、不可避的不純物元素のうちでＦｅが最も高く、比較材１〜４には発明材１〜４の約１００〜３００倍のＦｅが含まれているのがわかる。従って、前述したミクロ組織の相違は、Ｆｅの含有量差に起因するところが大きいと推定される。
【００９７】
［機械的性質、導電性（鋳塊）］
表４は、発明材１〜４、比較材１〜４の各鋳塊の機械試験と導電試験の結果を示す。
【００９８】
【表４】
2017039979.tif 000005
【００９９】
Ａ合金の発明材１、ａ合金の比較材１は、いわゆるジュラルミンであって、通常、引張強さや耐力が増加すると伸びは減少する傾向にあるが、表４によると、発明材１は、比較材１に比べ、引張強さ、耐力が増加しているにもかかわらず、伸びも増加している。
【０１００】
Ｂ合金の発明材２、ｂ合金の比較材２において、発明材２は、比較材２に比べ、引張強さ、耐力、硬度とも僅かに減少するが、伸び、衝撃値は逆に著しく増加している。特に、発明材２の衝撃値は、比較材２よりも２倍以上に増加している。
【０１０１】
Ｃ合金の発明材３、ｃ合金の比較材３において、発明材３は、比較材３に比べ、引張強さ、硬度が僅かに減少するものの、機械的性質には殆ど差が認められない。
【０１０２】
Ｄ合金の発明材４、ｄ合金の比較材４は、いわゆる超々ジュラルミンであって、前述の如く高強度材料として知られているが、発明材４は、比較材４に比べ、引張強さ、耐力、硬度は略同一であるものの、伸びと衝撃値は逆に著しく増加している。
【０１０３】
すなわち、本発明に係わるアルミニウム合金の鋳塊では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＣ合金を除いて、規格材よりも伸びや衝撃値が増加し、鍛造や圧延などの際の加工性が向上した。
【０１０４】
また、導電率については、発明材１〜４は比較材１〜４とそれぞれ略同一であって、規格材と同等な導電性が得られた。
【０１０５】
［機械的性質、導電性（加工材）］
表５は、発明材１〜４、比較材１〜４の各加工材の機械試験と導電試験の結果を示す。
【０１０６】
【表５】
2017039979.tif 000006
【０１０７】
表５によると、発明材２、４で引張強さと耐力がそれぞれ比較材２、４よりも若干減少するが、伸びと衝撃値は、全ての発明材１〜４において、比較材１〜４よりも増加している。すなわち、本発明に係わるアルミニウム合金の加工材では、全ての合金系において規格材よりも伸びと衝撃値が増加し、輸送系の構造材に適した特性が得られた。
【０１０８】
なお、鋳塊では比較材３との差が殆ど認められなかったＣ合金の発明材３については、前述した伸びと衝撃値に加え、引張強さの増加も認められた。
【０１０９】
また、導電率については、鋳塊と同様に、発明材１〜４は比較材１〜４とそれぞれ略同一であって、規格材とほぼ同等な導電性が得られた。
【０１１０】
［加工性］
表６は、発明材１〜４、比較材１〜４の加工材のプレス試験の結果を示す。
【０１１１】
【表６】
2017039979.tif 000007
【０１１２】
表６によると、限界据え込み率と最大荷重は、全ての発明材１〜４において、比較材１〜４よりも増加している。すなわち、本発明に係わるアルミニウム合金の加工材では、全ての合金系において規格材よりも限界据え込み率と最大荷重が増加し、加工性、特に鍛造性が向上した。
【０１１３】
また、図３に、発明材１〜４、比較材１〜４の各鋳塊の切削性を示す切粉の外観写真を示す。
【０１１４】
図３によると、切粉の外観は、全ての発明材１〜４において、比較材１〜４との間に大きな違いは認められない。すなわち、本発明に係わるアルミニウム合金の鋳塊では、全ての合金系において、規格材とほぼ同等な切粉分断性が得られた。
【０１１５】
ここで、一般に、アルミニウムの純度が上昇すると、素地の軟化などにより、切粉が機械加工用の刃物などに焼き付いたり、絡まったりして、機械加工が困難となり、切粉の外観が大きく変化する。これに対し、前述の如く、発明材１〜４と比較材１〜４との硬度差は小さいことから、切粉の外観変化も小さくなったものと考えられる。
【０１１６】
［耐食性］
表７は、発明材１〜４、比較材１〜４の加工材の耐食性試験の結果を示す。
【０１１７】
【表７】
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【０１１８】
表７によると、酸性液中、アルカリ液中のいずれにおいても、溶存Ａｌ量は、全ての発明材１〜４において、比較材１〜４よりも減少している。すなわち、本発明に係わるアルミニウム合金の加工材では、全ての合金系において規格材よりも腐食量が減少し、耐食性が向上した。
【０１１９】
詳しくは、アルカリ液中よりも酸性液中における溶存Ａｌ量の減少量の方が大きい。これは、アルカリ液中では、合金面の全面で腐食が均一に進行する「全面腐食」が起こり易いのに対し、酸性液中では、合金面の欠陥部分から腐食が局部的に孔状に進行する「孔食」が起こり易いため、この欠陥部分になりうる粗大な金属間化合物の析出量の差の影響が、アルカリ液中よりも酸性液中で大きく現れたためと考えられる。
【０１２０】
更に、この酸性液中で比較すると、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の発明材１、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｃｒ系の発明材４は、Ａｌ−Ｍｇ系の発明材２、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の発明材３に比べ、比較材に対する溶存Ａｌ量の減少量が小さい。
【０１２１】
これは、前述の如く、Ｃｕによる電位差緩和の効果が金属間化合物による腐食の効果よりも顕著に現れたためと考えられる。
【０１２２】
以上のように、本発明を適用したアルミニウム合金は、一般規格にほぼ準じながら、規格材よりも優れた機械的性質や耐食性などの各種品質を有するものとなっている。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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