JP5924585B2 - 高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板及びその製造方法、並びに高強度陽極酸化皮膜付きアルミニウム合金板 - Google Patents
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Description
本発明は、電子機器用の筺体等に用いられる、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板に関するものである。
Ａｌ−Ｆｅ系の８０００系合金は、高強度を有し、アルマイト処理性が比較的良いため、建材用の化粧板や電子機器用の筺体等を製造する際の素材として使用されてきた。板材に成形後、所望の寸法に切断され、必要に応じて成形加工された後、外表面にアルマイト処理を施して建材として使用されている。また、アルマイト処理後にバフ研磨を施すことにより光沢を出して、電子機器用の筺体等としても使用されている。
前記８０００系合金とともに５０００系合金をベースとして強度を確保しつつ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ量などを規定して、アルマイト色調を淡灰色としたアルミニウム合金板や、前記８０００系合金をベースとして強度を確保しつつ、さらにＭｎ、Ｓｉを添加して、アルマイト色調を均一にするアルミニウム合金板及びその製造方法なども開発されてきた。また、最近では、１０００系合金をベースとしたアルマイト皮膜の色調の均一性を向上させたアルミニウム合金板及びその製造方法なども開発されている。
前記８０００系合金とともに５０００系合金をベースとして強度を確保しつつ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ量などを規定して、アルマイト色調を淡灰色としたアルミニウム合金板や、前記８０００系合金をベースとして強度を確保しつつ、さらにＭｎ、Ｓｉを添加して、アルマイト色調を均一にするアルミニウム合金板及びその製造方法なども開発されてきた。また、最近では、１０００系合金をベースとしたアルマイト皮膜の色調の均一性を向上させたアルミニウム合金板及びその製造方法なども開発されている。
例えば特許文献１には、Ｆｅ：０.１〜１.０重量％、Ｓｉ：０.０１〜０.５重量％、Ｍｎ：０.０５〜１.０重量％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物であるアルミニウム合金からなり、陽極酸化処理により均一な色調を示すことを特徴とするアルミニウム合金板、及び上記組成のアルミニウム合金鋳塊に４００〜６００℃で均質化処理を施し、このアルミニウム合金鋳塊に熱間圧延加工を施して熱間圧延板を得た後、この熱間圧延板に中間焼鈍処理及び／又は最終焼鈍処理を含む冷間圧延加工を施し、陽極酸化処理により均一な色調を呈するアルミニウム合金板を得ることが記載されている。
一方、８０００系合金をベースとしたアルミニウム合金板では、均質化処理条件にもよるが、アルマイト皮膜の色調が不均一となり易く、均一性のある白色調のアルマイト色調を得ることが容易ではないことが知られている。そこで、１０００系をベースとした粗面化面の均一性および陽極酸化被膜の色調の均一性を向上させたアルミニウム合金板及びその製造方法も開発されている。
特許文献２には、Ｆｅ：０.２〜０.６重量％、Ｓｉ：０.０３〜０.２０重量％及びＴｉ：０.００５〜０．０５重量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板及びその製造方法が記載されている。これによると、材料の化学成分Ｆｅ、Ｓｉ及びＴｉの含有量を適切に調整するとともに、特にＦｅ／Ｓｉ比を適正な範囲にすることにより、準安定相の形成が抑制され、金属間化合物が安定相主体となり、粗面化処理の際のピットの均一性及び陽極酸化被膜の色調の均一性が著しく向上するとのことである。
特許文献２には、Ｆｅ：０.２〜０.６重量％、Ｓｉ：０.０３〜０.２０重量％及びＴｉ：０.００５〜０．０５重量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金板及びその製造方法が記載されている。これによると、材料の化学成分Ｆｅ、Ｓｉ及びＴｉの含有量を適切に調整するとともに、特にＦｅ／Ｓｉ比を適正な範囲にすることにより、準安定相の形成が抑制され、金属間化合物が安定相主体となり、粗面化処理の際のピットの均一性及び陽極酸化被膜の色調の均一性が著しく向上するとのことである。
１０００系をベースとした合金板は、苛性ソーダによるアルカリエッチング処理の際のエッチピットの均一性及び陽極酸化被膜の色調の均一性に優れ、さらには成形性にも優れるものの強度が低いという問題がある。したがって、白色調のアルマイト色調が求められる中で、高強度特性も要求されることが予想されるため、１０００系をベースとしたアルミニウム材を適用することには問題がある。
そこで、高強度特性に優れたＡｌ−Ｍｇ系のアルマイト処理用５０００系合金板が開発されてきた。
特許文献３では、質量％で、Ｍｇ：２.０〜３.０％、Ｃｒ：０.１５〜０.２５％、Ｔｉ：０.００５〜０.２０％、またはＴｉ：０.００５〜０.２０％及びＢ：０.０００５〜０.０５％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、該不純物中のＳｉを０.１５％以下、Ｆｅを０.４％以下、Ｍｎを０.０６％以下とし、前記Ｃｒの含有量をＴＣＲ％、Ｃｒの固溶量をＳＣＲ％としたとき、ＰＣＲ＝ＴＣＲ−ＳＣＲ≦０.０６５％であるアルミニウム合金板が提案されている。
これによると、Ｃｒを含有させたＡｌ−Ｍｇ系合金板は、Ｃｒ含有の金属間化合物を所定以下とすることにより、硫酸浴による陽極酸化皮膜を被覆しても黄色味を極力抑えた淡緑白色に発色するアルミニウム合金板を製造できるとのことである。
特許文献３では、質量％で、Ｍｇ：２.０〜３.０％、Ｃｒ：０.１５〜０.２５％、Ｔｉ：０.００５〜０.２０％、またはＴｉ：０.００５〜０.２０％及びＢ：０.０００５〜０.０５％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、該不純物中のＳｉを０.１５％以下、Ｆｅを０.４％以下、Ｍｎを０.０６％以下とし、前記Ｃｒの含有量をＴＣＲ％、Ｃｒの固溶量をＳＣＲ％としたとき、ＰＣＲ＝ＴＣＲ−ＳＣＲ≦０.０６５％であるアルミニウム合金板が提案されている。
これによると、Ｃｒを含有させたＡｌ−Ｍｇ系合金板は、Ｃｒ含有の金属間化合物を所定以下とすることにより、硫酸浴による陽極酸化皮膜を被覆しても黄色味を極力抑えた淡緑白色に発色するアルミニウム合金板を製造できるとのことである。
ところで、電子機器用の筺体等には、白色調でかつ均一な色調を有するアルマイト皮膜が好まれて使用されてきた。近年では、電子機器の薄型小型化が進んでおり、高強度であるばかりでなく、放熱性にも優れた素材が望まれている。
強度の高い５０００系合金板では、放熱性を高めるためにはマトリックスに固溶し易いＭｇの含有量を低下させて導電率を高めることが有効である。しかしながら、このようにＭｇ含有量を低下させた５０００系合金板を筺体用の素材として適用する際、Ａ５０５２合金板（例えば、調質：Ｈ３２）と組み合されて使用される場合がある。このような場合、当然のことながら筺体としての色調の統一性が要求され、低Ｍｇの５０００系合金板に施されたアルマイト皮膜には、Ａ５０５２合金板に施されたアルマイト皮膜の色調に準ずる色調が求められる。
強度の高い５０００系合金板では、放熱性を高めるためにはマトリックスに固溶し易いＭｇの含有量を低下させて導電率を高めることが有効である。しかしながら、このようにＭｇ含有量を低下させた５０００系合金板を筺体用の素材として適用する際、Ａ５０５２合金板（例えば、調質：Ｈ３２）と組み合されて使用される場合がある。このような場合、当然のことながら筺体としての色調の統一性が要求され、低Ｍｇの５０００系合金板に施されたアルマイト皮膜には、Ａ５０５２合金板に施されたアルマイト皮膜の色調に準ずる色調が求められる。
しかしながら、Ａ５０５２合金は、ＡＡ規格によると、Ｍｇ含有量は２.２〜２.８質量％、Ｃｒ含有量は０.１５〜０.３５質量％と規定されており、Ｍｇ含有量が比較的高いため、高強度であり、アルマイト皮膜の明度（Ｌ＊値）はやや高くなる傾向にあるが、その反面熱伝導性に劣り、Ｃｒを含有するためアルマイト色調は淡い黄味を帯び易い傾向にある。したがって、Ｍｇ含有量がＡ５０５２合金よりも低く、熱伝導性が良好である低Ｍｇ含有量の５０００合金板に、特許文献３に示された技術をそのまま適用しても、白色調でかつ適切な黄味がある均一な色調のアルマイト皮膜を得ることは極めて困難であった。
本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、電子機器用の筺体等に用いられ、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。
本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、電子機器用の筺体等に用いられ、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。
本発明のアルマイト処理用高強度アルミニウム合金板は、その目的を達成するために、Ｍｇ：０.８０〜１.８質量％、Ｆｅ：０.０５〜０.３０質量％、Ｓｉ：０.２０質量％以下、Ｃｕ：０.０３〜０.１５質量％、Ｍｎ：０.０５〜０.２０質量％、Ｃｒ：０.０５〜０.１５質量％を含み、Ｚｎ：０.１５質量％未満に規制し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上、導電率が４０(ＩＡＣＳ％)以上であることを特徴とする。
本発明のアルマイト処理用高強度アルミニウム合金板としては、Ｘ線回折分析を行った際の積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）が０.１〜０.８の範囲内であるものが好ましい。
本発明のアルマイト処理用高強度アルミニウム合金板としては、Ｘ線回折分析を行った際の積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）が０.１〜０.８の範囲内であるものが好ましい。
また、このような高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板は、上記成分組成を有するアルミニウム合金鋳塊に、５６０〜６２０℃の温度で１〜５時間保持する均質化処理を施した後、熱間圧延と、中間焼鈍を介して或いは介さずに、最終冷延率１５〜９５％の冷間圧延を施すことにより製造される。
そして、本発明で提供されるアルマイト処理用アルミニウム合金板に、前処理としてアルカリエッチングを施し、さらに硫酸アルマイト処理を施すと、ＣＩＥ規格の、Ｌ＊値：８５〜９０、ａ＊値：−１.０〜−０.３、ｂ＊値：０.５〜１.０の範囲の色調を呈するアルマイト皮膜が得られる。
そして、本発明で提供されるアルマイト処理用アルミニウム合金板に、前処理としてアルカリエッチングを施し、さらに硫酸アルマイト処理を施すと、ＣＩＥ規格の、Ｌ＊値：８５〜９０、ａ＊値：−１.０〜−０.３、ｂ＊値：０.５〜１.０の範囲の色調を呈するアルマイト皮膜が得られる。
本発明により提供される高強度で熱伝導性が良好であるアルミニウム合金板は、アルマイト処理が施された際に白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜が生成されるため、電子機器用の筺体等として好適なアルマイト処理材を低コストで提供することができる。
前述のように、電子機器用の筺体等では、白色調でかつ均一な色調を有するアルマイト皮膜が好まれて使用されてきた。しかも、電子機器の筺体等に使用する場合には、やや薄いアルミニウム合金板を金型によって所定の形状に成形するものもあり、成形後の強度も要求される。したがって、用いる材料として高い強度を有するものが求められる場合も多い。
ところで、Ａｌ−Ｍｇ-Ｆｅ系アルミニウム合金板において白色調でかつ色調の均一なアルマイト皮膜を得るためには、鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相を均質化処理によってＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることが必要となる。一般的には、鋳塊の均質化処理温度は高い方が、鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相を比較的高温の均質化処理によってＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることにより、白色調のアルマイト皮膜となる傾向がある。
ところで、Ａｌ−Ｍｇ-Ｆｅ系アルミニウム合金板において白色調でかつ色調の均一なアルマイト皮膜を得るためには、鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相を均質化処理によってＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることが必要となる。一般的には、鋳塊の均質化処理温度は高い方が、鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相を比較的高温の均質化処理によってＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることにより、白色調のアルマイト皮膜となる傾向がある。
鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相がアルマイト処理用素材に残存する場合、Ａｌ６Ｆｅ準安定相の粒子はアルマイト皮膜中に酸化されずに取り込まれるため、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈する。一方、鋳塊に生成したＡｌ３Ｆｅ安定相がアルマイト処理用素材に残存する場合、アルマイト皮膜中に酸化されて取り込まれるため、皮膜厚が厚くなっても明度の低下が少なく、アルマイト皮膜は灰色を呈しにくい。
また、本発明のように、アルマイト色調に適切な黄味を付与するため所定量のＭｎを含有する場合には、鋳塊にα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相が生成している。詳細については後述するが、鋳塊に生成したα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子は、均質化処理によって一部マトリックスに固溶するものの最終板まで残存し、アルマイト皮膜中に取り込まれ、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈し易いことが判明している。
また、本発明のように、アルマイト色調に適切な黄味を付与するため所定量のＭｎを含有する場合には、鋳塊にα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相が生成している。詳細については後述するが、鋳塊に生成したα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子は、均質化処理によって一部マトリックスに固溶するものの最終板まで残存し、アルマイト皮膜中に取り込まれ、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈し易いことが判明している。
もちろん、冷間圧延工程における中間焼鈍条件も含めた最終板の調質によっても、析出物の析出状態が変化し、転位密度も変化する。このため、アルカリエッチング処理におけるエッチピットの状態が変化することになり、その結果、アルマイト皮膜処理後の色調及び色調の均一性にも影響を及ぼすことになる。したがって、中間焼鈍後の最終冷延時の圧延率が問題になると考えられる。
そこで、本発明者らは、均質化処理温度、冷間圧延（調質）等製造条件等がアルマイト皮膜の色調に及ぼす影響を綿密に調査した。さらに、引張り試験、導電率の測定、アルマイト処理用素材中に存在する金属間化合物のＸ線回折強度分析等を通じて、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。
そこで、本発明者らは、均質化処理温度、冷間圧延（調質）等製造条件等がアルマイト皮膜の色調に及ぼす影響を綿密に調査した。さらに、引張り試験、導電率の測定、アルマイト処理用素材中に存在する金属間化合物のＸ線回折強度分析等を通じて、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。
まず、本発明のアルミニウム合金板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。
Ｍｇ：０.８０〜１.８質量％
Ｍｇは、アルミニウム合金板の強度を確保するため、必須の元素である。Ｍｇ含有量が０.８０質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低下するため、好ましくない。Ｍｇの含有量が１.８質量％を超えると、最終板の導電率（熱伝導度）が低下するばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、鋳塊に存在するＭｇ偏析層（β-Ｍｇ相）によって、バーニング（局部融解）を起こすおそれがある。
したがって、Ｍｇ含有量は、０.８０〜１.８質量％と規定する。より好ましいＭｇ含有量は、０.８５〜１.７質量％の範囲である。さらに好ましいＭｇ含有量は、０.９０〜１.６質量％の範囲である。
Ｍｇ：０.８０〜１.８質量％
Ｍｇは、アルミニウム合金板の強度を確保するため、必須の元素である。Ｍｇ含有量が０.８０質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低下するため、好ましくない。Ｍｇの含有量が１.８質量％を超えると、最終板の導電率（熱伝導度）が低下するばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、鋳塊に存在するＭｇ偏析層（β-Ｍｇ相）によって、バーニング（局部融解）を起こすおそれがある。
したがって、Ｍｇ含有量は、０.８０〜１.８質量％と規定する。より好ましいＭｇ含有量は、０.８５〜１.７質量％の範囲である。さらに好ましいＭｇ含有量は、０.９０〜１.６質量％の範囲である。
Ｆｅ：０.０５〜０.３０質量％
Ｆｅは、アルミニウム合金板の強度を確保するため、必須の元素である。Ｆｅ含有量が０.０５質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低下するため、好ましくない。Ｆｅの含有量が０.３０質量％を超えると、成形性が低下するばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、最終板に残存するα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量が多くなり、α−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子はアルマイト皮膜中に取り込まれ、灰色を呈し易くなり明度（Ｌ＊値）が低下するため、好ましくない。
したがって、Ｆｅ含有量は、０.０５〜０.３０質量％と規定する。より好ましいＦｅ含有量は、０.０７〜０.２８質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０.１０〜０.２５質量％の範囲である。
Ｆｅは、アルミニウム合金板の強度を確保するため、必須の元素である。Ｆｅ含有量が０.０５質量％未満であると、アルミニウム合金板の強度が低下するため、好ましくない。Ｆｅの含有量が０.３０質量％を超えると、成形性が低下するばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、最終板に残存するα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量が多くなり、α−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子はアルマイト皮膜中に取り込まれ、灰色を呈し易くなり明度（Ｌ＊値）が低下するため、好ましくない。
したがって、Ｆｅ含有量は、０.０５〜０.３０質量％と規定する。より好ましいＦｅ含有量は、０.０７〜０.２８質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０.１０〜０.２５質量％の範囲である。
Ｓｉ：０.２０質量％以下
Ｓｉは、原料地金、返り材から混入する。Ｓｉは、Ｍｇと金属間化合物を形成するが、０.２０％を超える範囲では、固相線温度を下げることになり、保持温度５６０℃以上の均質化処理が不可能になる。本発明においては、保持温度５６０℃以上の均質化処理が必要なため、Ｓｉ含有量は、０.２０質量％以下の範囲と規定する。より好ましいＳｉ含有量は、０.１８質量％以下の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０.１５質量％以下の範囲である。
Ｓｉは、原料地金、返り材から混入する。Ｓｉは、Ｍｇと金属間化合物を形成するが、０.２０％を超える範囲では、固相線温度を下げることになり、保持温度５６０℃以上の均質化処理が不可能になる。本発明においては、保持温度５６０℃以上の均質化処理が必要なため、Ｓｉ含有量は、０.２０質量％以下の範囲と規定する。より好ましいＳｉ含有量は、０.１８質量％以下の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０.１５質量％以下の範囲である。
Ｃｕ：０.０３〜０.１５質量％
Ｃｕは、原料地金、返り材から混入する。Ｃｕは、アルマイト色調に適切な黄味（ＣＩＥ規格のｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｃｕ含有量が０.０３質量％未満では、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が弱くなりすぎるとともに、筺体等に必要な光沢が得られない。また、Ｃｕ含有量が０.１５質量％を超えると、最終板におけるＣｕＡｌ２やＣｕＭｇＡｌ２等の析出量にもよるが、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎる。
したがって、Ｃｕ含有量は、０.０３〜０.１５質量％と規定する。より好ましいＣｕ含有量は、０.０３〜０.１２質量％の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０.０３〜０.１０質量％の範囲である。
Ｃｕは、原料地金、返り材から混入する。Ｃｕは、アルマイト色調に適切な黄味（ＣＩＥ規格のｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｃｕ含有量が０.０３質量％未満では、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が弱くなりすぎるとともに、筺体等に必要な光沢が得られない。また、Ｃｕ含有量が０.１５質量％を超えると、最終板におけるＣｕＡｌ２やＣｕＭｇＡｌ２等の析出量にもよるが、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎる。
したがって、Ｃｕ含有量は、０.０３〜０.１５質量％と規定する。より好ましいＣｕ含有量は、０.０３〜０.１２質量％の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０.０３〜０.１０質量％の範囲である。
Ｍｎ：０.０５〜０.２０質量％
Ｍｎは、原料地金、返り材から混入する。Ｍｎは、アルマイト色調に適切な黄味（ｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｍｎ含有量が０.０５質量％未満では、適切な黄味（ｂ＊値）が得られない。Ｍｎ含有量が０.２０質量％を超えると、黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎるばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、最終板に残存するα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量が多くなり、α−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子はアルマイト皮膜中に取り込まれ、灰色を呈し易くなり明度（ＣＩＥ規格のＬ＊値）が低下するため、好ましくない。
したがって、Ｍｎ含有量は、０.０５〜０.２０質量％の範囲と規定する。より好ましいＭｎ含有量は、０.０５〜０.１８質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、０.０５〜０.１５質量％の範囲である。
Ｍｎは、原料地金、返り材から混入する。Ｍｎは、アルマイト色調に適切な黄味（ｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｍｎ含有量が０.０５質量％未満では、適切な黄味（ｂ＊値）が得られない。Ｍｎ含有量が０.２０質量％を超えると、黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎるばかりではなく、均質化処理温度にもよるが、最終板に残存するα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量が多くなり、α−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子はアルマイト皮膜中に取り込まれ、灰色を呈し易くなり明度（ＣＩＥ規格のＬ＊値）が低下するため、好ましくない。
したがって、Ｍｎ含有量は、０.０５〜０.２０質量％の範囲と規定する。より好ましいＭｎ含有量は、０.０５〜０.１８質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、０.０５〜０.１５質量％の範囲である。
Ｃｒ：０.０５〜０.１５質量％
Ｃｒは、原料地金、返り材から混入する。Ｃｒは、アルマイト色調に適切な黄味（ｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｃｒ含有量が０.０５質量％未満では、適切な黄味（ｂ＊値）が得られない。Ｃｒ含有量が０.１５質量％を超えると、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎるため、好ましくない。
したがって、Ｃｒ含有量は、０.０５〜０.１５質量％と規定する。より好ましいＣｒ含有量は、０.０５〜０.１２質量％の範囲である。さらに好ましいＣｒ含有量は、０.０５〜０.１０質量％の範囲である。
Ｃｒは、原料地金、返り材から混入する。Ｃｒは、アルマイト色調に適切な黄味（ｂ＊値）を付与する上で必須の元素である。Ｃｒ含有量が０.０５質量％未満では、適切な黄味（ｂ＊値）が得られない。Ｃｒ含有量が０.１５質量％を超えると、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）が強くなりすぎるため、好ましくない。
したがって、Ｃｒ含有量は、０.０５〜０.１５質量％と規定する。より好ましいＣｒ含有量は、０.０５〜０.１２質量％の範囲である。さらに好ましいＣｒ含有量は、０.０５〜０.１０質量％の範囲である。
Ｚｎ：０.１５質量％未満
Ｚｎは、返り材等から不可避的に混入する。Ｚｎは、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）を強める成分である。本発明においては、Ｚｎ含有量は、０.１５質量％未満に規制する。Ｚｎ含有量が、０.１５質量％以上であると、アルマイト前処理である苛性ソーダによるアルカリエッチングにおいて、処理液中へのＺｎ溶解量が増し、酸化亜鉛を含むアルカリ浴が形成される。そのアルカリ浴中で前処理を続けると、アルミニウム合金板の表面上にＺｎが析出するようになり、アルマイト処理後の外観にムラが出て意匠性を阻害するおそれがある。
したがって、Ｚｎ含有量は、０.１５質量％未満に規制する。より好ましいＺｎ含有量は、０.１２質量％未満である。さらに好ましいＺｎ含有量は、０.１０質量％未満である。
Ｚｎは、返り材等から不可避的に混入する。Ｚｎは、アルマイト色調の黄味（ｂ＊値）を強める成分である。本発明においては、Ｚｎ含有量は、０.１５質量％未満に規制する。Ｚｎ含有量が、０.１５質量％以上であると、アルマイト前処理である苛性ソーダによるアルカリエッチングにおいて、処理液中へのＺｎ溶解量が増し、酸化亜鉛を含むアルカリ浴が形成される。そのアルカリ浴中で前処理を続けると、アルミニウム合金板の表面上にＺｎが析出するようになり、アルマイト処理後の外観にムラが出て意匠性を阻害するおそれがある。
したがって、Ｚｎ含有量は、０.１５質量％未満に規制する。より好ましいＺｎ含有量は、０.１２質量％未満である。さらに好ましいＺｎ含有量は、０.１０質量％未満である。
Ｔｉ：０.００１〜０.１０質量％
Ｔｉは、原料地金、返り材から混入する。Ｔｉは、鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することもできる。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。Ｔｉ含有量が、０.００１質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０.１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ３等の粗大な金属間化合物が晶出して、ストリーク状の欠陥が発生する可能性があるため、好ましくない。
したがって、好ましいＴｉ含有量は、０.００１〜０.１０質量％の範囲である。より好ましいＴｉ含有量は、０.００５〜０.０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０.０１〜０.０５質量％の範囲である。
Ｔｉは、原料地金、返り材から混入する。Ｔｉは、鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することもできる。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。Ｔｉ含有量が、０.００１質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０.１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ３等の粗大な金属間化合物が晶出して、ストリーク状の欠陥が発生する可能性があるため、好ましくない。
したがって、好ましいＴｉ含有量は、０.００１〜０.１０質量％の範囲である。より好ましいＴｉ含有量は、０.００５〜０.０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０.０１〜０.０５質量％の範囲である。
その他の不可避的不純物
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｎｉの０.１０質量％未満、Ｚｒの０.１０質量％未満、Ｇａ、Ｂ及びＶの０.０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０.０２質量％未満、その他各０.０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
特に、Ｂについては、Ｔｉと同様に鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することもできる。このため、必要に応じて含有させることもできる。Ｂ含有量が０.０５質量％を超えると、ＴｉＢ２が安定化した金属間化合物となって、結晶粒微細化効果が減衰するとともに、アルマイト色調の均一性が低下するおそれがあるため、好ましくない。
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｎｉの０.１０質量％未満、Ｚｒの０.１０質量％未満、Ｇａ、Ｂ及びＶの０.０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０.０２質量％未満、その他各０.０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
特に、Ｂについては、Ｔｉと同様に鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することもできる。このため、必要に応じて含有させることもできる。Ｂ含有量が０.０５質量％を超えると、ＴｉＢ２が安定化した金属間化合物となって、結晶粒微細化効果が減衰するとともに、アルマイト色調の均一性が低下するおそれがあるため、好ましくない。
また、本発明のアルミニウム合金板の必要特性について説明する。
０.２％耐力：１８０ＭＰａ以上
本発明のアルミニウム合金素材に白色色調のアルマイト処理を施した合金板は、電子機器用の筺体等として使用されるため、高い強度が要求される。特に最近では、電子機器の薄型小型化が進んでいるため、従来よりもさらに薄肉の材料でも使用する際には容易に変形しづらく、かつ高級感を醸し出すアルマイト処理材が望まれている。
したがって、本発明に係る合金板は、引張り試験における０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上のものに限定した。
０.２％耐力：１８０ＭＰａ以上
本発明のアルミニウム合金素材に白色色調のアルマイト処理を施した合金板は、電子機器用の筺体等として使用されるため、高い強度が要求される。特に最近では、電子機器の薄型小型化が進んでいるため、従来よりもさらに薄肉の材料でも使用する際には容易に変形しづらく、かつ高級感を醸し出すアルマイト処理材が望まれている。
したがって、本発明に係る合金板は、引張り試験における０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上のものに限定した。
導電率：４０（ＩＡＣＳ％）以上
前述したように、近年、電子機器の薄型小型化が進んでおり、放熱性の優れた素材も望まれている。このため、本発明に係る合金板は、導電率が４０（ＩＡＣＳ％）以上のものに限定した。導電率が４０（ＩＡＣＳ％）以上の合金板であれば、熱伝導性が高く、放熱性の優れた素材として、電子機器の筺体等の用途として好適である。
前述したように、近年、電子機器の薄型小型化が進んでおり、放熱性の優れた素材も望まれている。このため、本発明に係る合金板は、導電率が４０（ＩＡＣＳ％）以上のものに限定した。導電率が４０（ＩＡＣＳ％）以上の合金板であれば、熱伝導性が高く、放熱性の優れた素材として、電子機器の筺体等の用途として好適である。
アルマイト色調：Ｌ ＊ 値：８５〜９０、ａ ＊ 値：−１.０〜−０.３、ｂ ＊ 値：０.５〜１.０
詳細については後述するが、最終板に対して、アルカリエッチング、硫酸アルマイト処理を施し、アルマイト皮膜の厚さが７μｍの時に色調を測定して、ＣＩＥ規格のＬ＊値が８５〜９０の範囲内、同じくａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲内、同じくｂ＊値が０.５〜１.０の範囲内であれば、白色調でかつ適切な黄味があるアルマイト皮膜を施すことが可能なアルマイト処理用素材であるといえる。すなわち、Ａ５０５２合金板のアルマイト色調が、規格範囲内での組成変動や調質、或いはアルマイト皮膜厚さ等の要因で多少変動したとしても、本発明であるアルマイト処理用素材は、Ａ５０５２合金板のアルマイト色調に準ずる色調を実現することができる。
詳細については後述するが、最終板に対して、アルカリエッチング、硫酸アルマイト処理を施し、アルマイト皮膜の厚さが７μｍの時に色調を測定して、ＣＩＥ規格のＬ＊値が８５〜９０の範囲内、同じくａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲内、同じくｂ＊値が０.５〜１.０の範囲内であれば、白色調でかつ適切な黄味があるアルマイト皮膜を施すことが可能なアルマイト処理用素材であるといえる。すなわち、Ａ５０５２合金板のアルマイト色調が、規格範囲内での組成変動や調質、或いはアルマイト皮膜厚さ等の要因で多少変動したとしても、本発明であるアルマイト処理用素材は、Ａ５０５２合金板のアルマイト色調に準ずる色調を実現することができる。
積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl 3 Fe）：０.１〜０.８
前述のとおり、アルマイト色調の明度（Ｌ＊値）は、アルマイト処理用素材に存在するＦｅ系の金属間化合物の種類と関係があることが知られている。鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相がアルマイト処理用素材に残存する場合、このＡｌ６Ｆｅ準安定相の粒子はアルマイト皮膜中に酸化されずに取り込まれるため、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈する。一方、Ａｌ３Ｆｅ安定相の場合には、アルマイト皮膜中に酸化されて取り込まれるため、皮膜厚が厚くなっても明度の低下が少なく、アルマイト皮膜は灰色を呈しにくい。
また、本発明のように、アルマイト色調に適切な黄味を付与するため所定量のＭｎを含有する場合には、鋳塊にα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相が生成している。鋳塊に生成したα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子は、均質化処理によって一部マトリックスに固溶するものの最終板まで残存し、アルマイト皮膜中に取り込まれ、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈し易いことが判明している。
前述のとおり、アルマイト色調の明度（Ｌ＊値）は、アルマイト処理用素材に存在するＦｅ系の金属間化合物の種類と関係があることが知られている。鋳塊に生成したＡｌ６Ｆｅ準安定相がアルマイト処理用素材に残存する場合、このＡｌ６Ｆｅ準安定相の粒子はアルマイト皮膜中に酸化されずに取り込まれるため、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈する。一方、Ａｌ３Ｆｅ安定相の場合には、アルマイト皮膜中に酸化されて取り込まれるため、皮膜厚が厚くなっても明度の低下が少なく、アルマイト皮膜は灰色を呈しにくい。
また、本発明のように、アルマイト色調に適切な黄味を付与するため所定量のＭｎを含有する場合には、鋳塊にα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相が生成している。鋳塊に生成したα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の粒子は、均質化処理によって一部マトリックスに固溶するものの最終板まで残存し、アルマイト皮膜中に取り込まれ、皮膜厚さが厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈し易いことが判明している。
もちろん、最終板におけるＡｌ３Ｆｅ安定相やα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量は、アルミニウム合金組成のＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉ含有量、均質化処理温度等の製造条件によって変化するものである。そして、Ｆｅ、Ｍｎ含有量は、アルマイト皮膜の色調に影響を及ぼすことも前述のとおりである。
したがって、アルマイト皮膜の色調に影響を及ぼす因子として、アルマイト処理用素材をＸ線回折分析した際の積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）を定義した。本発明の合金組成の範囲内において、アルマイト処理用素材をＸ線回折分析した際に、積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）が０.１〜０.８の範囲内にあれば、アルマイト色調が規定範囲内に収まる。
したがって、アルマイト皮膜の色調に影響を及ぼす因子として、アルマイト処理用素材をＸ線回折分析した際の積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）を定義した。本発明の合金組成の範囲内において、アルマイト処理用素材をＸ線回折分析した際に、積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）が０.１〜０.８の範囲内にあれば、アルマイト色調が規定範囲内に収まる。
次に、本発明の高強度のアルミニウム合金板の製造方法について、以下に説明する。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。
溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０.２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０.２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。
均質化処理温度：５６０〜６２０℃
鋳造のままの鋳塊においては、α-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相が存在している。均質化処理温度にもよるが、このα-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相の一部を均質化処理によってマトリックス中に固溶させることができる。また、Ｍｎ含有量にもよるが、鋳造のままの鋳塊においては、Ａｌ６Ｆｅ、ＡｌｍＦｅ準安定相が生成している可能性もある。このような場合であっても、均質化処理温度を高く設定することによって、これらＡｌ６Ｆｅ、ＡｌｍＦｅ準安定相をＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることができる。
均質化処理温度が５６０℃未満であると、α-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相の固溶や上記拡散変態に要する保持時間が長くなり、生産性が低下するので好ましくない。均質化処理温度が６２０℃を超えると、前述のようにＭｇ量にもよるが、鋳塊の凝固時に生成したミクロ的なＭｇ偏析層（β-Ｍｇ相）においてバーニング（局部融解）を起こすおそれがある。
したがって、均質化処理温度は５６０〜６２０℃の範囲とする。
鋳造のままの鋳塊においては、α-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相が存在している。均質化処理温度にもよるが、このα-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相の一部を均質化処理によってマトリックス中に固溶させることができる。また、Ｍｎ含有量にもよるが、鋳造のままの鋳塊においては、Ａｌ６Ｆｅ、ＡｌｍＦｅ準安定相が生成している可能性もある。このような場合であっても、均質化処理温度を高く設定することによって、これらＡｌ６Ｆｅ、ＡｌｍＦｅ準安定相をＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態させることができる。
均質化処理温度が５６０℃未満であると、α-Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相の固溶や上記拡散変態に要する保持時間が長くなり、生産性が低下するので好ましくない。均質化処理温度が６２０℃を超えると、前述のようにＭｇ量にもよるが、鋳塊の凝固時に生成したミクロ的なＭｇ偏析層（β-Ｍｇ相）においてバーニング（局部融解）を起こすおそれがある。
したがって、均質化処理温度は５６０〜６２０℃の範囲とする。
均質化処理温度での保持時間：１〜５時間
均質化処理温度における保持時間が１時間未満であると、処理炉内の昇温速度などにもよるが、鋳塊全体の実体温度が所定の均質化温度に到達しないおそれがある。均質化処理温度における保持時間が５時間を超えると、均質化処理温度にもよるが、それ以上の効果は期待できず、酸化によるスケールの発生が激しくなり生産性も低下するため、好ましくない。したがって、均質化処理温度における保持時間は、１〜５時間とする。
熱間圧延
均質化処理を施された鋳塊は、その後クレーンで吊るされて、均質化処理炉から熱間圧延機に持ち来たされ、熱間圧延機の機種にもよるが、通常何回かの圧延パスによって熱間圧延されて所定の厚み、例えば３〜８ｍｍ程度の厚みの熱延板としてロールに巻き取る。
均質化処理温度における保持時間が１時間未満であると、処理炉内の昇温速度などにもよるが、鋳塊全体の実体温度が所定の均質化温度に到達しないおそれがある。均質化処理温度における保持時間が５時間を超えると、均質化処理温度にもよるが、それ以上の効果は期待できず、酸化によるスケールの発生が激しくなり生産性も低下するため、好ましくない。したがって、均質化処理温度における保持時間は、１〜５時間とする。
熱間圧延
均質化処理を施された鋳塊は、その後クレーンで吊るされて、均質化処理炉から熱間圧延機に持ち来たされ、熱間圧延機の機種にもよるが、通常何回かの圧延パスによって熱間圧延されて所定の厚み、例えば３〜８ｍｍ程度の厚みの熱延板としてロールに巻き取る。
冷間圧延
熱間圧延板を巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍処理が行なわれる。通常中間焼鈍は軟化処理でもあるので、材料にもよるがバッチ炉に冷延ロールを挿入し、３００〜４００℃の温度で、１時間以上の保持が行なわれる。保持温度が３００℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４００℃をこえると、生産性が低下して処理コストが高くなる。また、この中間焼鈍を連続焼鈍炉（ＣＡＬ）にて行う場合には、４２０〜４８０℃の温度で、１５秒以内の保持が行われる。保持温度が４２０℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４８０℃をこえると、生産性が低下して処理コストが高くなる。
熱間圧延板を巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍処理が行なわれる。通常中間焼鈍は軟化処理でもあるので、材料にもよるがバッチ炉に冷延ロールを挿入し、３００〜４００℃の温度で、１時間以上の保持が行なわれる。保持温度が３００℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４００℃をこえると、生産性が低下して処理コストが高くなる。また、この中間焼鈍を連続焼鈍炉（ＣＡＬ）にて行う場合には、４２０〜４８０℃の温度で、１５秒以内の保持が行われる。保持温度が４２０℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４８０℃をこえると、生産性が低下して処理コストが高くなる。
最終冷延率：１５〜９５％
前述したように、冷間圧延時の中間焼鈍条件も含めた最終板の調質によっても、析出物の析出状態が変化し、転位密度も変化する。このため、アルカリエッチング処理におけるエッチピットの状態が変化することになり、アルマイト皮膜処理後の色調及び色調の均一性にも影響を及ぼすことになる。
最終冷延率が１５％未満の場合、最終板の転位密度が低いため、エッチピット密度も低くなり、アルマイト処理材の明度（Ｌ＊値）を低下させ、筋っぽさを消す効果が低下する。最終冷延率は１５％以上であれば、最終板の転位密度も高くなってエッチピット密度も高くなり、アルマイト処理材の明度（Ｌ＊値）を増加させ、筋っぽさを消す効果がある。最終冷延率が９５％を超えると、コイルの耳割れが発生して、歩留まりが低下するおそれがあるため、好ましくない。したがって、最終冷延率は、１５〜９５％が好ましい。より好ましい最終冷延率は、２０〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、３０〜９５％の範囲である。
前述したように、冷間圧延時の中間焼鈍条件も含めた最終板の調質によっても、析出物の析出状態が変化し、転位密度も変化する。このため、アルカリエッチング処理におけるエッチピットの状態が変化することになり、アルマイト皮膜処理後の色調及び色調の均一性にも影響を及ぼすことになる。
最終冷延率が１５％未満の場合、最終板の転位密度が低いため、エッチピット密度も低くなり、アルマイト処理材の明度（Ｌ＊値）を低下させ、筋っぽさを消す効果が低下する。最終冷延率は１５％以上であれば、最終板の転位密度も高くなってエッチピット密度も高くなり、アルマイト処理材の明度（Ｌ＊値）を増加させ、筋っぽさを消す効果がある。最終冷延率が９５％を超えると、コイルの耳割れが発生して、歩留まりが低下するおそれがあるため、好ましくない。したがって、最終冷延率は、１５〜９５％が好ましい。より好ましい最終冷延率は、２０〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、３０〜９５％の範囲である。
最終焼鈍
本発明において、最終冷間圧延の後に行なわれる最終焼鈍は、例えば焼鈍炉によって温度１５０〜２００℃で１時間以上保持するバッチ処理であってもよいが、連続焼鈍炉によって例えば２００℃〜２５０℃の温度で１５秒以内保持する連続焼鈍処理であってもよい。いずれにしても、本発明において最終焼鈍は必ずしも必須ということではないが、アルマイト処理前に金型成形を行う場合も考慮すると、最終板をやや軟化させておくことが望ましい。金型成形における成形性も考慮すると、比較的低温で焼鈍処理しておくことが望ましい。また、この比較的低温の焼鈍処理は、軟化処理としての意味もあるが、安定化処理としての意味もある。焼鈍処理を施さない圧延のまま材では、長期間の時間経過とともに耐力の低下が認められるため、予め時効処理しておき、耐力を長期間安定化させる狙いがある。
本発明において、最終冷間圧延の後に行なわれる最終焼鈍は、例えば焼鈍炉によって温度１５０〜２００℃で１時間以上保持するバッチ処理であってもよいが、連続焼鈍炉によって例えば２００℃〜２５０℃の温度で１５秒以内保持する連続焼鈍処理であってもよい。いずれにしても、本発明において最終焼鈍は必ずしも必須ということではないが、アルマイト処理前に金型成形を行う場合も考慮すると、最終板をやや軟化させておくことが望ましい。金型成形における成形性も考慮すると、比較的低温で焼鈍処理しておくことが望ましい。また、この比較的低温の焼鈍処理は、軟化処理としての意味もあるが、安定化処理としての意味もある。焼鈍処理を施さない圧延のまま材では、長期間の時間経過とともに耐力の低下が認められるため、予め時効処理しておき、耐力を長期間安定化させる狙いがある。
最終板の作成
所定の各種インゴットおよびスクラップ材を計量、配合して、溶解炉兼保持炉内に投入した。８００℃溶解したところで、脱滓用フラックス１ｋｇを２個投入し、次いで、撹拌棒によって、炉内のアルミニウム溶湯を十分に撹拌した。次いで、Ｍｇインゴットを投入し、さらに３０分間の鎮静を行った後、スプーンで成分分析用鋳型にディスクサンプルを採取した。次いで、溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去し、先ほど採取したディスクサンプルの中間分析結果を基に、不足している成分について、各種インゴットを投入添加し、さらに溶湯を撹拌した。その後、さらに３０分間の鎮静を行ってスプーンで成分分析用鋳型にディスクサンプルを再度採取した。
所定の各種インゴットおよびスクラップ材を計量、配合して、溶解炉兼保持炉内に投入した。８００℃溶解したところで、脱滓用フラックス１ｋｇを２個投入し、次いで、撹拌棒によって、炉内のアルミニウム溶湯を十分に撹拌した。次いで、Ｍｇインゴットを投入し、さらに３０分間の鎮静を行った後、スプーンで成分分析用鋳型にディスクサンプルを採取した。次いで、溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去し、先ほど採取したディスクサンプルの中間分析結果を基に、不足している成分について、各種インゴットを投入添加し、さらに溶湯を撹拌した。その後、さらに３０分間の鎮静を行ってスプーンで成分分析用鋳型にディスクサンプルを再度採取した。
成分分析値の確認の後、出湯口から樋に溶湯を流し、湯面が樋の所定位置まで到達したときに、ディップチューブから鋳型内に注湯を開始した。全ての鋳型において湯面が鋳型の所定位置に達した際に下型を下げ始めた。下型の降下速度は、定常状態で５０ｍｍ／ｍｉｎであった。このようにして、幅１３５０ｍｍ×厚さ５６０ｍｍ×長さ３５００ｍｍの鋳塊を鋳造した。各ディスクサンプルは、発光分光分析によって、組成分析を行なった。その最終的な溶湯成分分析の結果を表１に示す。
鋳塊は、先端、後端を切断後、フライスで鋳塊の両面を面削した。この鋳塊を均質化処理炉に挿入して、３０℃／ｈｒの昇温速度で所定の温度（５３０℃、５８０℃）まで加熱し、所定の温度で１時間保持して、均質化処理を施した。その後、鋳塊をクレーンで吊して均質化処理炉から熱間圧延機のテーブルに移動させ、熱間圧延機にて所定の厚みとなるまで熱間圧延を施して、熱間圧延板としてロールに巻き取った。
この後、この熱間圧延板に冷間圧延を施して、所定の厚みで中間焼鈍を施すか、または中間焼鈍を施すことなく、最終厚み０.８ｍｍの冷延板を得た。さらに最終焼鈍を施す場合は、冷延板を連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に通して、所定の温度で１５秒以内保持の連続焼鈍処理を行った後、水冷するか、または、所定の温度で１時間保持のバッチ焼鈍処理を行った後、コイルを空冷した。表２に供試材の製造条件を示す。
次に、得られた最終板（各供試材）について、引張り特性の評価を行なった。
引張り特性の評価
得られた最終板の強度評価は、引張り試験における０.２％耐力（ＭＰａ）によって行った。具体的には、引張り方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０.２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。本明細書において、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上であった供試材を強度良好（○）とし、０.２％耐力が１８０ＭＰａ未満であった供試材を強度不足（×）とした。評価結果を表３に示す。
引張り特性の評価
得られた最終板の強度評価は、引張り試験における０.２％耐力（ＭＰａ）によって行った。具体的には、引張り方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０.２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。本明細書において、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上であった供試材を強度良好（○）とし、０.２％耐力が１８０ＭＰａ未満であった供試材を強度不足（×）とした。評価結果を表３に示す。
得られた最終板について、以下に示すアルカリエッチング処理を行った。アルカリエッチング処理では、まず、供試材を３０質量％硝酸溶液に常温で５分間浸漬した後に、十分に水洗し、次に、５質量％水酸化ナトリウム溶液に５０℃で３分間浸漬した後に水洗し、さらに、３０質量％硝酸溶液に常温で３分間浸漬した後に水洗した。
次にアルマイト処理では、供試材を硫酸濃度１７０ｇ／Ｌ、溶存Ａｌ：１０ｇ／Ｌの溶液中で液温１８℃、電流密度１.０Ａ／ｄｍ２でアルマイト処理を行い、皮膜厚さが７μｍになるようアルマイト処理した後、水洗し、９５℃で、１５分間封孔処理させた後、水洗し、常温乾燥させた。
次にアルマイト処理では、供試材を硫酸濃度１７０ｇ／Ｌ、溶存Ａｌ：１０ｇ／Ｌの溶液中で液温１８℃、電流密度１.０Ａ／ｄｍ２でアルマイト処理を行い、皮膜厚さが７μｍになるようアルマイト処理した後、水洗し、９５℃で、１５分間封孔処理させた後、水洗し、常温乾燥させた。
色調の評価
上記のようにして施したアルマイト皮膜（７μｍ厚さ）の色調を測定して評価を行った。アルマイト皮膜色調の測定は、色彩色差計（ＣＲ−３００ ＭＩＮＯＬＴＡ社製）を用いて、Ｄ６５光源を用いて、ＪＩＳ Ｚ８７２２に準じて行った。測色値はＣＩＥ規格のＬ＊ａ＊ｂ＊表色系で表す。Ｌ＊値は明度を表し、値が大きいほど明るくなり、白色調に近くなる。ａ＊値とｂ＊値は色合いを表し、ａ＊値は＋側が赤色、−側が緑色、ｂ＊値は＋側が黄色、−側が青色を表し、それぞれの絶対値が大きいほど色合いが強くなる。
本明細書において、Ｌ＊値が８５〜９０の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、Ｌ＊値が８５〜９０の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。ａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、ａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。ｂ＊値が０.５〜１.０の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、ｂ＊値が０.５〜１.０の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。評価結果を併せて表３に示す。
上記のようにして施したアルマイト皮膜（７μｍ厚さ）の色調を測定して評価を行った。アルマイト皮膜色調の測定は、色彩色差計（ＣＲ−３００ ＭＩＮＯＬＴＡ社製）を用いて、Ｄ６５光源を用いて、ＪＩＳ Ｚ８７２２に準じて行った。測色値はＣＩＥ規格のＬ＊ａ＊ｂ＊表色系で表す。Ｌ＊値は明度を表し、値が大きいほど明るくなり、白色調に近くなる。ａ＊値とｂ＊値は色合いを表し、ａ＊値は＋側が赤色、−側が緑色、ｂ＊値は＋側が黄色、−側が青色を表し、それぞれの絶対値が大きいほど色合いが強くなる。
本明細書において、Ｌ＊値が８５〜９０の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、Ｌ＊値が８５〜９０の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。ａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、ａ＊値が−１.０〜−０.３の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。ｂ＊値が０.５〜１.０の範囲内であった供試材を色調評価良好（○）とし、ｂ＊値が０.５〜１.０の範囲外であった供試材を色調評価不良（×）とした。評価結果を併せて表３に示す。
導電率の評価
導電率(ＩＡＣＳ％)は、導電率計（ＡＵＴＯＳＩＧＭＡ ２０００ 日本ホッキング株式会社製）にて、測定を実施した。導電率が４０(ＩＡＣＳ％)以上であった供試材を導電率良好（○）とし、導電率が４０(ＩＡＣＳ％)未満であった供試材を導電率不良（×）とした。評価結果を併せて表３に示す。
導電率(ＩＡＣＳ％)は、導電率計（ＡＵＴＯＳＩＧＭＡ ２０００ 日本ホッキング株式会社製）にて、測定を実施した。導電率が４０(ＩＡＣＳ％)以上であった供試材を導電率良好（○）とし、導電率が４０(ＩＡＣＳ％)未満であった供試材を導電率不良（×）とした。評価結果を併せて表３に示す。
総合評価
総合評価は、アルマイト皮膜の厚さが７μｍの時のアルマイト色調の測定結果のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値の全てが上述した基準範囲内にあり、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上、かつ導電率が４０(ＩＡＣＳ％)以上の全てを満たした供試材のみ総合評価良好（○）とし、前記項目のひとつでも満たさないものがあれば総合評価不良（×）とした。
総合評価は、アルマイト皮膜の厚さが７μｍの時のアルマイト色調の測定結果のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値の全てが上述した基準範囲内にあり、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上、かつ導電率が４０(ＩＡＣＳ％)以上の全てを満たした供試材のみ総合評価良好（○）とし、前記項目のひとつでも満たさないものがあれば総合評価不良（×）とした。
実施例１〜３の供試材は、合金組成が規定の範囲内であり、アルマイト色調のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値の全てが上述した基準範囲内にあり、耐力が１８０ＭＰａ以上、導電率が４０（ＩＡＣＳ％）以上であり、総合評価良好（○）であった。
比較例１の供試材（Ａ５０５２合金組成）は、Ｍｇ含有量が２.７質量％と高かったため、均質化処理温度は５３０℃と低く設定された。比較例１の供試材は、Ｍｎ含有量が０.０２質量％と低かったが、Ｃｒ含有量が０.１８質量％と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値とも規定範囲内であった。しかし、Ｍｇ含有量が２.７質量％と高かったため、導電率が３５（ＩＡＣＳ％）で低すぎて規定範囲外であった。
比較例１の供試材（Ａ５０５２合金組成）は、Ｍｇ含有量が２.７質量％と高かったため、均質化処理温度は５３０℃と低く設定された。比較例１の供試材は、Ｍｎ含有量が０.０２質量％と低かったが、Ｃｒ含有量が０.１８質量％と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値とも規定範囲内であった。しかし、Ｍｇ含有量が２.７質量％と高かったため、導電率が３５（ＩＡＣＳ％）で低すぎて規定範囲外であった。
比較例２の供試材は、均質化処理温度が５３０℃と低かったため、アルマイト色調のＬ＊値が低すぎて規定範囲外であった。また、Ｃｕ含有量が０.０２質量％と低かったため、アルマイト色調のｂ＊値が低すぎて規定範囲外であった。
比較例３の供試材は、均質化処理温度が５８０℃と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値は規定範囲内であった。しかし、Ｃｕ含有量が０.０２質量％と低かったため、アルマイト色調のｂ＊値が低すぎて規定範囲外であった。
比較例４の供試材は、Ｃｕ含有量が０.１７質量％と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値が低く、ｂ＊値が高すぎて規定範囲外であった。
比較例３の供試材は、均質化処理温度が５８０℃と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値は規定範囲内であった。しかし、Ｃｕ含有量が０.０２質量％と低かったため、アルマイト色調のｂ＊値が低すぎて規定範囲外であった。
比較例４の供試材は、Ｃｕ含有量が０.１７質量％と高かったため、アルマイト色調のＬ＊値が低く、ｂ＊値が高すぎて規定範囲外であった。
比較例５の供試材は、Ｆｅ含有量が０.３４質量％と高かったが、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｇ含有量ともに０.０１質量％未満と低かったため、アルマイト色調のＬ＊値、ａ＊値、ｂ＊値とも規定範囲内であった。しかし、Ｍｇ含有量が０.０１質量％未満であったため、耐力が１１０ＭＰａと低すぎて規定範囲外であった。
比較例６の供試材は、Ｆｅ含有量が０.４９質量％と高く、Ｍｎ含有量が１.０９質量％と極めて高く、さらに均質化処理温度が５３０℃と低かったため、アルマイト色調のＬ＊値が低く、ａ＊値、ｂ＊値が高すぎて規定範囲外であった。
比較例７の供試材は、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量ともに０.０１質量％と低かったため、アルマイト色調のｂ＊値が低すぎて規格範囲外であった。
比較例６の供試材は、Ｆｅ含有量が０.４９質量％と高く、Ｍｎ含有量が１.０９質量％と極めて高く、さらに均質化処理温度が５３０℃と低かったため、アルマイト色調のＬ＊値が低く、ａ＊値、ｂ＊値が高すぎて規定範囲外であった。
比較例７の供試材は、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量ともに０.０１質量％と低かったため、アルマイト色調のｂ＊値が低すぎて規格範囲外であった。
ここではＸＲＤ装置を用いて、半定量強度分析を行った。
ＸＲＤ装置は、(株)リガク製Ｘ線回折装置ＲＡＤ−ｒＲを用いて測定した。測定条件は、管球Ｃｕ−Ｋα、管電圧５０ｋＶ、管電流２００ｍＡ、走査速度１°／ｍｉｎ、走査範囲（２θ）１０°〜７０°とした。そして、検出された各相を代表するピークのうち、強度が高く、他成分に由来するピークと重複の無い１ピークについて、すなわちα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉは２θ＝４１.７°付近、Ａｌ３Ｆｅは２θ＝２４.１°付近、ＡｌｍＦｅは２θ＝２５.７°付近のピークについて積分回折強度を求めた。なお、これらの積分回折強度は各試料につき３回の平均値（ｎ＝３）で算出した。表４に、分析した供試材Ｎｏ、均質化処理温度、アルマイト７μｍ時のＬ＊値、およびＸＲＤ回折の強度測定結果を示す。
ＸＲＤ装置は、(株)リガク製Ｘ線回折装置ＲＡＤ−ｒＲを用いて測定した。測定条件は、管球Ｃｕ−Ｋα、管電圧５０ｋＶ、管電流２００ｍＡ、走査速度１°／ｍｉｎ、走査範囲（２θ）１０°〜７０°とした。そして、検出された各相を代表するピークのうち、強度が高く、他成分に由来するピークと重複の無い１ピークについて、すなわちα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉは２θ＝４１.７°付近、Ａｌ３Ｆｅは２θ＝２４.１°付近、ＡｌｍＦｅは２θ＝２５.７°付近のピークについて積分回折強度を求めた。なお、これらの積分回折強度は各試料につき３回の平均値（ｎ＝３）で算出した。表４に、分析した供試材Ｎｏ、均質化処理温度、アルマイト７μｍ時のＬ＊値、およびＸＲＤ回折の強度測定結果を示す。
実施例１〜３の供試材は、合金組成が規定の範囲内であるため、アルマイト色調のＬ＊値が８５以上であり、積分回折強度比（Ｉα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）は、０.１〜０.８の範囲内にある。
６種類全ての供試材についての評価結果から、少なくとも最終板において、Ａｌ６Ｆｅ準安定相は残存してないこと、が確認された。また、比較例２、３の供試材は、全く同じ合金組成（Ｅ合金）であり、均質化処理温度のみが異なることから、均質化処理温度を高温に設定することで、鋳塊中に生成していたα−Ａｌ（Ｆｅ・Ｍｎ）Ｓｉ相は、マトリックス中に固溶する傾向にあること、および鋳塊中に生成していたと考えられるＡｌｍＦｅ準安定相は均質化処理によってＡｌ３Ｆｅ安定相に拡散変態する傾向にあること、が確認された。
前述のようにＡｌ３Ｆｅ安定相の場合、アルマイト皮膜の皮膜厚が厚くなっても明度（Ｌ＊値）の低下が少なく、アルマイト皮膜は灰色を呈しにくい。Ｘ線回折分析の結果から、α−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の場合、アルマイト皮膜中に取り込まれると、皮膜厚が厚くなるとともに、アルマイト皮膜は灰色を呈し易いと考えられた。均質化処理温度を比較的高めに設定する場合、鋳造中に晶出していたα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相は、均質化処理によってマトリックス中に一部固溶する傾向にある。しかしながら、Ｍｎ含有量が高くなると、最終板に残存するα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の量も多くなるため、アルマイト皮膜は灰色を呈しやすく、Ｌ＊値が低下することが明らかとなった。因みに、比較例１の供試材は、均質化処理温度が５３０℃と低かったにも関らず、主としてＭｎ含有量が０.０２質量％と低かったために、Ｌ＊値は８６.０を示していると考えられる。このことからもＭｎ含有量を規制し、さらに溶体化温度を高く設定することによって、最終板におけるα−Ａｌ(Ｆｅ・Ｍｎ)Ｓｉ相の晶析出量を低くし、Ｌ＊値の低下を抑制できることが理解できる。
以上のように、本発明によると、電子機器用の筺体等に用いられ、白色調でかつ適切な黄味がある均一なアルマイト皮膜を施すことが可能な高強度で熱伝導性に優れたアルミニウム合金板を提供することができる。
Claims (6)
- Ｍｇ：０.８０〜１.８質量％、Ｆｅ：０.０５〜０.３０質量％、Ｓｉ：０.２０質量％以下、Ｃｕ：０.０３〜０.１５質量％、Ｍｎ：０.０５〜０.２０質量％、Ｃｒ：０.０５〜０.１５質量％を含み、Ｚｎ：０.１５質量％未満に規制し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、０.２％耐力が１８０ＭＰａ以上、導電率が４０以上(ＩＡＣＳ％)であることを特徴とする高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板。
- Ｘ線回折分析を行った際の積分回折強度比（Iα-Al(Fe・Mn)Si／ＩAl3Fe）が０.１〜０.８の範囲内である請求項１に記載の高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板。
- 請求項１に記載の成分組成を有するアルミニウム合金鋳塊を、５６０〜６２０℃の温度で１〜５時間保持する均質化処理を施した後、熱間圧延と、中間焼鈍を介して或いは介さずに、最終冷延率１５〜９５％の冷間圧延を施すことを特徴とする請求項１に記載の高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板の製造方法。
- 前記冷間圧延の後に、さらに最終焼鈍を施す請求項３に記載の高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板の製造方法。
- 請求項１又は請求項２に記載の高強度アルマイト処理用アルミニウム合金板を基材とし、その表面に陽極酸化皮膜を有するアルミニウム合金板であって、前記陽極酸化皮膜の色調範囲が、Ｌ＊値：８５〜９０、ａ＊値：−１.０〜−０.３、ｂ＊値：０.５〜１.０であることを特徴とする高強度陽極酸化皮膜付きアルミニウム合金板。
- 陽極酸化皮膜付きＡ５０５２合金板と組み合わせて電子機器の筺体として使用される請求項５に記載の高強度陽極酸化皮膜付きアルミニウム合金板。
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