JP5920723B2 - アルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板に係り、特に、Ｐを不可避的不純物として含有する原料から製造されたアルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板に関する。

アルミニウム溶湯は、大気に曝されると容易に酸化して多量の酸化物等の介在物を形成させる。この介在物としては、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４、ＳｉＯ_２、珪酸塩、Ａｌ・Ｓｉ・Ｏ、ＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３などの酸化物の他に、炭化物（Ａｌ_４Ｃ_３、Ａｌ_４Ｏ_４Ｃ、黒鉛炭素）、ボライド（ＡｌＢ_２、ＡｌＢ_１２、ＴｉＢ_２、ＶＢ_２）、Ａｌ_３Ｔｉ、Ａｌ_３Ｚｒ、ＣａＳＯ_４、ＡｌＮ及び各種のハロゲン化物がある。

一方、アルミニウム−マグネシウム合金（以下、適宜、Ａｌ−Ｍｇ合金という）溶湯は、Ｍｇの酸化物生成自由エネルギーがＡｌよりも小さいため、Ｍｇが優先的に酸化され、ＭｇＯ（マグネシア）、Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ（スピネル）を形成させると考えられている。そして、前記酸化物はＡｌ−Ｍｇ合金溶湯（以下、適宜、溶湯という）との濡れ性が高いため、溶湯中に沈降又は浮遊する介在物として存在することとなる。

これらの介在物が溶湯中に存在すると、最終的に非金属介在物となって、展伸材、鍛造品、ダイカスト品などの製品の品質低下を招いてしまう。
したがって、溶解炉、保持炉等による各製造段階において溶湯から介在物を分離除去するために、ガスやフラックスによる炉内溶湯処理、フィルター濾過や回転ノズル処理といったインライン処理等が行われている。
しかし、前記処理後に処理槽から溶湯を鋳造鋳型に移す工程、及び鋳造鋳型により鋳造を行う工程では、溶湯が大気に曝されるため、溶湯表面において酸化物が生成してしまう。

そこで、Ａｌ−Ｍｇ合金におけるＭｇの溶湯酸化を抑制するため、一般的にＢｅ（ベリリウム）を数ｐｐｍ添加する処理が行われている。そして、この処理を行うことで、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯの生成が抑制されることが確認されている（非特許文献１）。

しかしながら、作業者が前記Ｂｅを微粉末やヒュームとして継続的に吸引し続けると、慢性呼吸機能障害を引き起こす原因となる恐れがある。そのため、作業者の安全や作業環境の向上のため、Ｂｅの添加を抑制する必要があった。

また、近年の省エネルギー化・環境負荷軽減の観点から、リサイクルへの意識が高まっており、アルミニウムスクラップを含有することで所定量のＰを含む原料から製造されたＡｌ−Ｍｇ合金が使用されている。したがって、このような所定量のＰを含む原料を用いた場合であっても、溶湯酸化を抑制できる技術の創出が望まれている。

そこで、特許文献１には、Ａｌ−Ｍｇ合金において、Ｂｅを添加しなくてもＭｇの溶湯酸化を抑制できる方法が提案されている。詳細には、Ａｌ−Ｍｇ合金中におけるＢｉ（ビスマス）の含有量を３０ｐｐｍ（０．００３質量％）以下とすることによって、溶湯面におけるＢｉの存在を少なくしてＢｉによるＭｇに対する酸素の供給を防止するとともに、溶湯面を酸素の拡散速度の遅いＡｌやＭｇの酸化膜によって覆うことで、溶湯中におけるＭｇＯの形成を抑制するという方法である。

軽金属、Ｎｏ．２１（１９５６）第６８頁

特開２００８−２６０９７５号公報

しかしながら、工業的によく使用されるＡｌ、Ｍｇ新塊や再生アルミニウムの原料となるアルミニウムスクラップにはそもそも不純物としてＢｉは含まれておらず、従来から使用されている原料により製造されたＡｌ−Ｍｇ合金のＢｉ含有量は３０ｐｐｍ（０．００３質量％）以下となっていた。つまり、Ａｌ−Ｍｇ合金のＢｉの含有量を３０ｐｐｍ以下と規定したとしても、従来のＡｌ−Ｍｇ合金とは何ら違いがなかった。
また、詳細な結果については後記するが、Ａｌ−Ｍｇ合金に含まれるＢｉの含有量を３０ｐｐｍ以下に抑制したとしても、溶湯酸化により介在物が多数形成される場合があった。
したがって、特許文献１に記載された従来技術では、溶湯酸化を十分には抑制できていないのが現状である。

本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、Ｂｅを添加しなくても溶湯酸化を抑制することが可能なアルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板を提供することにある。

前記課題を解決するため、本発明の発明者らは、従来、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯では、Ｍｇの酸化物生成自由エネルギーがＡｌよりも小さいため、Ｍｇが優先的に酸化され、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯを形成させると考えられていたことに関し、以下のような検討を行った。
すなわち、本発明の発明者らは溶湯酸化のメカニズムについて鋭意検討した結果、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯中のＰ（リン）の存在が溶湯酸化に大きな影響を与えることを見出した。
詳細には、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯中に所定量を超えるＰが存在すると、当該ＰはＭｇと化合物（以下、適宜、Ｐ化Ｍｇという）を形成するとともに溶湯内を浮上し、大気雰囲気にて酸化することでＭｇとＰの複合酸化物（以下、適宜、Ｍｇ−Ｐ酸化物という）を形成させることがわかった。一方、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯中のＰが所定量以下であると、Ｍｇ−Ｐ酸化物がほとんど形成されず、溶湯酸化を抑制できることがわかった。
また、前記Ｍｇ−Ｐ酸化物は溶湯との濡れ性が高いため、溶湯中に沈降又は浮遊する介在物として存在してしまうこともわかった。これは、ＭｇとＰの化合物が、ＡｌとＰの化合物よりも酸化物生成自由エネルギーが低く安定に溶湯中で存在し得るとともに、ＭｇとＰの化合物がＡｌ溶湯よりも比重が小さく浮上するためである。

なお、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯中のＰの存在に着目し、溶湯からのＰ（Ｐ化合物）の除去を試みる技術は存在する。
例えば、特定温度下で溶湯を濾過してＡｌ−Ｐ化合物を濾過する方法（特開平４−２７６０３１号公報）や、溶湯中にＭｇＯと共に酸素を吹き込んでＰ酸化物或いはＭｇ−Ｐ酸化物を生成させてこれを分離する方法（特開平７−２０７３６６号公報）が提案されている。しかし、何れもアルミニウムロスが大きく経済的でないだけでなく、濾過に時間が掛かりすぎるため実用化には適用不可能である。
また、溶湯にＭｇ等を添加して、塩素ガス或いは塩化物を吹き込みＰとＭｇとの化合物を浮上させて除去する方法（特許第３５２４５１９号公報）も提案されているが、当該方法もマグネシウムロスが大きく経済的でないだけでなく、塩素使用量が増加するため実用化への適用は難しい。さらに、塩素ガス或いは塩化物は、作業者が吸引してしまうと健康を害するおそれがあるため、作業者の安全や作業環境の点から考えても当該方法は望ましくない。
以上の事項に鑑み、本発明を創出した。

すなわち、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金（厚板用）は、Ｍｇを１．０〜５．５質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして０．００１質量％以上含有し、Ｓｉ：０．２５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下、Ｚｎ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物であるアルミニウム−マグネシウム合金に、０．２０〜０．３質量％のＣｒおよび０．００２〜０．１質量％のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したものであることを特徴とする。
また、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金（成形加工用）は、Ｍｇを６．０〜１５．０質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして０．００１質量％以上含有し、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物であるアルミニウム−マグネシウム合金に、０．２０〜０．３質量％のＣｒおよび０．００２〜０．１質量％のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したものであることを特徴とする。

このように、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金は、Ｐを含有していても、Ｃｒ、Ｃａを所定量添加していることから、Ｐは優先的にＣｒ、Ｃａと結合し（Ｐ化ＣｒまたはＰ化Ｃａを形成し）、Ｍｇと結合する割合が減少する。その結果、Ｐ化Ｍｇの発生を抑制することができ、最終的には、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の発生の抑制に繋がる。つまり、溶湯においてＭｇ−Ｐ酸化物がほとんど形成されず、溶湯酸化を抑制することができる。
また、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金は、Ｃｒ、Ｃａを添加させているだけであるため、別途、濾過等の工程も必要とせず、また、アルミニウムやマグネシウムロス等の問題も存在しないことから、実用化にも適している。

また、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（厚板用）は、前記合金からなるアルミニウム−マグネシウム合金板であって、前記Ｍｇの含有量が１．０〜２．５質量％であることを特徴とする。

このように、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（厚板用）は、Ｐを含有していても、前記合金からなることにより、Ｐは優先的にＣｒ、Ｃａと結合し、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の発生を抑制することができる。

また、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（厚板用）は、Ｍｇ含有量をさらに所定値以下に規定することにより、耐食性を向上させることができる。

また、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（成形加工用）は、前記合金からなるアルミニウム−マグネシウム合金板であることを特徴とする。

このように、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（成形加工用）は、Ｐを含有していても、前記合金からなることにより、Ｐは優先的にＣｒ、Ｃａと結合し、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の発生を抑制することができる。その結果、当該Ｍｇ−Ｐ酸化物が原因となる「ひけ巣（ｓｈｒｉｎｋａｇｅ ｃａｖｉｔｙ）」が発生したような表面欠陥の問題を回避することができる。

本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板によれば、溶湯においてＭｇ−Ｐ酸化物がほとんど形成されず、溶湯酸化を抑制することができる。その結果、介在物がほとんど形成しない高品質のアルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板を提供することができる。

本発明の実施例に係るアルミニウム−マグネシウム合金板の７３０℃大気雰囲気で１時間保持後に冷却した凝固試料の溶湯表面の走査型電子顕微鏡による観察結果である。

以下、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板を実施するための形態について、詳細に説明する。

［アルミニウム−マグネシウム合金］
本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金は、所定量のＭｇを含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして含有するアルミニウム−マグネシウム合金に、０．２０質量％以上のＣｒおよび０．００２質量％以上のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したものであることを特徴とする。
以下に、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金に含まれる各合金成分を規定した理由について説明する。

（Ｍｇ：０．８〜１５質量％）
Ｍｇは、最終板製品或いは最終押出製品に高い強度及び耐力を付与するために必須の元素である。
Ｍｇの含有量が０．８質量％未満では、最終板製品或いは最終押出製品を製造した場合に十分な強度及び耐力を得られない。一方、Ｍｇの含有量が１５質量％を超えると、Ｍｇの偏析により鋳造割れが発生し、造塊が困難となるため、製品加工に適さなくなる。
したがって、Ｍｇの含有量は０．８〜１５質量％とする。

（Ｐ：不可避的不純物）
Ｐは、不純物元素である。
Ｐの含有量が所定量以上であると前記のように、Ｍｇ−Ｐ酸化物の形成が促進してしまい、最終板製品或いは最終押出製品の品質を劣化させてしまう。
詳細には、Ｐの含有量が、０．００１質量％以上であると、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）が多数発生することにより、最終板製品或いは最終押出製品に、割れ、ひけ巣等を発生させる可能性が高い。言い換えると、Ｐを含有するＡｌ−Ｍｇ合金の中でも、特に、Ｐの含有量が０．００１質量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金について、Ｐを除去（Ｐを減少）する必要がある。
したがって、本発明は、Ｐの含有量が０．００１質量％以上のＡｌ−Ｍｇ合金に対して適用するのが好ましく、顕著な効果を発揮することとなる。

なお、市中屑や返り材などのアルミニウムスクラップには、通常、Ｐが０．０００５〜０．０１質量％（５〜１００ｐｐｍ）、またはそれ以上含有されている。よって、Ａｌ−Ｍｇ合金に前記アルミニウムスクラップの添加量が多いと必然的にＰ含有量が０．００１質量％（１０ｐｐｍ）以上となる。
したがって、本発明は、アルミニウムスクラップを使用したＡｌ−Ｍｇ合金に対して、適用するのが好ましく、特に効果を発揮する。
なお、Ｐの含有量の上限値については特に限定されないが、通常、アルミニウムスクラップ（缶蓋）１００％で構成されるＡｌ−Ｍｇ合金であっても、Ｐの含有量は１００ｐｐｍとなることから１００ｐｐｍ以下である。また、Ｐが１００ｐｐｍ以下であれば、本発明で対応することができる。

（Ｃｒ：０．２０質量％以上）
Ｃｒは、Ａｌ−Ｍｇ合金（溶湯）中において、Ｐと結合し、Ｐ化Ｃｒを形成する元素である。
ＣｒをＡｌ−Ｍｇ合金に０．２０質量％以上添加することにより、ＣｒがＰと優先的に結合し（Ｐ化Ｃｒを形成し）、ＭｇとＰとが結合する割合を減少させ、Ｍｇ−Ｐ酸化物の発生を抑制することができる。その結果、最終板製品或いは最終押出製品の品質の劣化を防止することができる。一方、Ｃｒの添加量が０．２０質量％未満であると、Ｍｇ−Ｐ酸化物の発生を十分に抑制することができない。
したがって、Ｃｒの添加量は０．２０質量％以上とする。

なお、Ｃｒの添加量の上限については、特に限定しないが、初晶として粗大な金属間化合物（Ｍｎ、Ｃｒ）Ａｌ_７が晶出する点を考慮すると、０．３質量％以下であることが好ましい。

（Ｃａ：０．００２質量％以上）
Ｃａは、Ａｌ−Ｍｇ合金（溶湯）中において、Ｐと結合し、Ｐ化Ｃａを形成する元素である。
ＣａをＡｌ−Ｍｇ合金に０．００２質量％以上添加することにより、ＣａがＰと優先的に結合し（Ｐ化Ｃａを形成し）、ＭｇとＰとが結合する割合を減少させ、Ｍｇ−Ｐ酸化物の発生を抑制することができる。その結果、最終板製品或いは最終押出製品の品質の劣化を防止することができる。一方、Ｃａの添加量が０．００２質量％未満であると、前記効果を十分に発揮することができない。
したがって、Ｃａの添加量は０．００２質量％以上とする。

なお、Ｃａの添加量の上限については、特に限定しないが、熱間圧延時に耳割れが発生する場合があるため、０．１質量％以下であることが好ましい。

前記添加量のＣｒおよびＣａのうち、いずれか１種を添加することにより、Ａｌ−Ｍｇ合金は溶湯酸化の抑制という効果を発揮することができるが、前記添加量のＣｒおよびＣａの２種を添加しても、当然、前記効果を発揮することができる。

（アルミニウム及びマグネシウムの含有量の合計：９０質量％以上）
アルミニウム及びマグネシウムの含有量の合計が９０質量％以上であると、規定していない他の元素の含有量を少なくすることができる。よって、他の元素による影響を受けにくくなるため、溶湯酸化の抑制の効果を適切に発揮することができる。一方、アルミニウム及びマグネシウムの含有量の合計が９０質量％未満であると、Ｍｇ以外の他の元素を多量に含有することなり、他の元素の影響も大きくなるため、溶湯酸化の抑制の効果が低減してしまう。
したがって、アルミニウム及びマグネシウムの含有量の合計は９０質量％以上であることが好ましい。

（その他の成分）
アルミニウム−マグネシウム合金は、前記成分の他、用途に応じて、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｚｎ等を含有するとともに、残部としてＡｌおよび不可避的不純物を含有する。なお、このようなその他の成分は、単体での含有量が５質量％を超えないことが好ましい。

［アルミニウム−マグネシウム合金の製造方法］
本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金は、所定のＭｇと不可避的不純物であるＰを含有した合金（原材料）を、溶解して溶湯とし、その後、脱ガス処理、介在物除去処理等といった溶湯処理を施し、鋳型に注入することとなる。そして、Ｃｒ、Ｃａは、前記合金（原材料）を鋳型に注入するまでの、どの工程において添加されてもよい。

次に、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金からなる合金板について説明する。
［厚板用のアルミニウム−マグネシウム合金板］
従来、アルミニウムスクラップを含有した原料から製造されたＡｌ−Ｍｇ合金を厚板用板材に適用すると、所定量以上のＰが存在することにより溶湯中に介在物（Ｍｇ−Ｐ酸化物）が多数発生し、最終的には、この介在物が面削工程時に脱落してしまい、表面に「ひけ巣」が発生したような表面欠陥を生じさせてしまうという問題があった。
この問題に対して、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板は、以下に示すように対処することができる。

すなわち、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（厚板用）によれば、Ｃｒ、Ｃａが添加されていることにより、ＰはＣｒ、Ｃａと優先的に結合し、Ｍｇと結合する割合が減少する。したがって、Ｐ化Ｍｇの発生を抑制することができ、最終的には、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の発生を抑制することができる。その結果、前記のような表面欠陥の問題を回避することができる。

本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（厚板用）は、Ｍｇを１．０〜５．５質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして含有するＡｌ−Ｍｇ合金に、０．２０質量％以上のＣｒおよび０．００２質量％以上のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したＡｌ−Ｍｇ合金からなるＡｌ−Ｍｇ合金板である。
なお、ＣｒおよびＣａの含有量の数値限定した理由は前記のとおりである。

（Ｍｇ：１．０〜５．５質量％：厚板用のＡｌ−Ｍｇ合金板）
Ｍｇの含有量が１．０質量％未満であると厚板の強度が不足し、Ｍｇの含有量が５．５質量％を超えると、熱間圧延時に割れが発生し易くなるため、製品加工に適さなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は１．０〜５．５質量％とする。
なお、Ｍｇの含有量が２．５質量％を超えると、耐ＳＣＣ（耐応力腐食割れ）性が低下する。したがって、耐食性が要求される場合に好ましいＭｇの含有量は１．０〜２．５質量％とする。

その他の成分については特に限定されないが、前記成分以外の成分は、ＪＩＳ Ｈ４０００に規定される合金番号５０５２や５０８３のような組成であればよい。例えば、Ｓｉ：０．２５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下、Ｚｎ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、残部がＡｌおよび不可避的不純物から構成されていればよい。ここで、不可避的不純物としては、Ｂ、Ｚｒ、Ｖ等である。
なお、Ａｌ−Ｍｇ合金板（厚板用）を製造する際の製造方法については、特に限定されず、従来公知の方法を用いればよい。
例えば、所定の合金を溶解し、そこに前記所定量のＣｒ、Ｃａを添加し、ＤＣ鋳造法を用いて鋳塊（合金）を作製した後、この鋳塊に、均熱処理、粗熱延を施して、Ａｌ−Ｍｇ合金板（厚板用）とするといった方法である。なお、前記Ａｌ−Ｍｇ合金板（厚板用）は、粗熱延後に、必要に応じて、仕上げ熱間圧延を施してもよいし、更に必要に応じて、仕上げ熱間圧延後に冷間圧延を施してもよい。

［成形加工用のアルミニウム−マグネシウム合金板］
従来、アルミニウムスクラップを含有した原料から製造されたＡｌ−Ｍｇ合金を成形加工用板材（自動車パネル材）に適用すると、所定量以上のＰが存在することにより溶湯中に介在物（Ｍｇ−Ｐ酸化物）が多数発生し、最終的には、この介在物がプレス加工時に脱落してしまい、表面に「ひけ巣」が発生したような表面欠陥を生じさせてしまうという問題があった。
この問題に対して、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金は、以下に示すように対処することができる。

すなわち、本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（成形加工用）によれば、Ｃｒ、Ｃａが添加されていることにより、ＰはＣｒ、Ｃａと優先的に結合し、Ｍｇと結合する割合が減少する。したがって、Ｐ化Ｍｇの発生を抑制することができ、最終的には、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の発生を抑制することができる。その結果、前記のような表面欠陥の問題を回避することができる。

本発明に係るアルミニウム−マグネシウム合金板（成形加工用）は、Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして含有するＡｌ−Ｍｇ合金に、０．２０質量％以上のＣｒおよび０．００２質量％以上のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したＡｌ−Ｍｇ合金からなるＡｌ−Ｍｇ合金板である。
なお、ＣｒおよびＣａの含有量の数値限定した理由は前記のとおりである。

（Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％：成形加工用のＡｌ−Ｍｇ合金板）
Ｍｇの含有量が６．０質量％未満であると成形加工用板材（自動車パネル材）としての強度が不足し、Ｍｇの含有量が１５．０質量％を超えると、成形性に劣り、実用に適さない。
したがって、Ｍｇの含有量は６．０〜１５．０質量％とする。

その他の成分については特に限定されないが、前記成分以外の成分は、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下の少なくとも１種以上の元素を不純物として含有する高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金から構成されることが好ましい。
なお、Ａｌ−Ｍｇ合金板（成形加工用）を製造する際の製造方法については、特に限定されず、従来公知の方法を用いればよい。
例えば、所定の合金を溶解し、そこに前記所定量のＣｒ、Ｃａを添加し、ＤＣ鋳造法を用いて鋳塊（合金）を作製した後、この鋳塊に、均熱処理、熱間圧延（粗圧延、仕上げ圧延）を施し、さらに、この熱間圧延板に冷間圧延を施して、Ａｌ−Ｍｇ合金板（成形加工用）とするといった方法を用いればよい。

次に、アルミニウム−マグネシウム合金およびその合金板について、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。
［試料］
試料として、厚板用板材に適用するＡｌ−Ｍｇ合金を想定した試料Ａ（Ｍｇ：１．０〜５．５質量％）、成形加工用板材に適用するＡｌ−Ｍｇ合金を想定した試料Ｂ（Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％）を用意した。そして、それぞれの試料に対して所定量のＰ、Ｃｒ、Ｃａを添加してアルミニウム−マグネシウム合金を鋳込んだ。

［試験方法］
所定量のＰ、Ｃｒ、Ｃａを添加した後であって、前記アルミニウム−マグネシウム合金溶湯（試料）を鋳込む直前に樋から柄杓で採取した溶湯を約４５ｍｍφ×約３０ｍｍ高さの鋳型に鋳込み冷却することでサンプル用の鋳片を作製し、その鋳片の鋳肌を旋盤等で切削して平滑化した表面に対しグロー放電質量分析法を用いＰ等の定量分析を行った。なお、厚板用板材および成形加工用板材（製品板）に対しグロー放電質量分析法を用いて定量分析を行ったが同じ値を示した。

表１、２は、前記試験方法でグロー放電質量分析法を用いて定量分析を行った結果である。また、Ｂｉ含有量、Ｂｅ含有量についても同様の方法により求めたが、全ての試料のＢｉ含有量、Ｂｅ含有量はいずれも０質量％（０ｐｐｍ）であった。

所定量のＰ、Ｃｒ、Ｃａを添加した後の試料を５０ｇ溶解した後、溶解までに生成した溶湯面の酸化物を除去した。その後、７３０℃の大気雰囲気で１時間保持後に冷却し、溶湯面に生成した酸化物数及び平均酸化物サイズ（円相当径）を調べた。なお、酸化物数と平均酸化物サイズの測定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、倍率３５０倍で２０視野（合計２．４ｍｍ^２）観察し、平均値を求めるという方法で行った。

詳細な試料の組成、および試験結果を表１、２に示す。なお、表１、２において、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。そして、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察の結果の一例を図１に示す。
また、図１の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察の結果における「ＳＥＭ低倍」の結果は、３５０倍、「ＳＥＭ高倍」の結果は、２０００倍で観察した結果である。

［結果の検討］
表１、２の結果に基づき、実施例に係る合金と比較例に係る合金との結果を比較すると、Ｃｒの添加量が本願の規定する値以上とした実施例に係る合金板は、溶湯面の酸化物数が８０個／ｍｍ^２以下となるとともに、溶湯面の平均酸化物サイズ（μｍ）が１０μｍ以下となった。また、Ｃａの添加量が本願の規定する値以上とした実施例に係る合金板は、溶湯面の酸化物数が４０個／ｍｍ^２以下となるとともに、溶湯面の平均酸化物サイズ（μｍ）が１０μｍ以下となった。
一方、Ｃｒ、Ｃａの添加量が本発明の規定する値未満であった比較例に係る合金板は、溶湯面の酸化物数（個／ｍｍ^２）が８０個／ｍｍ^２を大きく超え３倍以上となるものが多かった。そして、溶湯面の平均酸化物サイズ（μｍ）も、１５μｍのものもあったが、３０μｍとなるものもあった。

なお、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）に付属のエネルギー分散形Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）で、酸化物の同定を行った。比較例に係る合金の溶湯面に生成した酸化物をＥＤＸにより測定したところ、形成された酸化物の成分はＭｇ、Ｐ、Ｏであり、ＭｇとＰの複合酸化物であった。また、試料底部の断面をＳＥＭにより観察した結果、前記ＭｇとＰの複合酸化物が観察されたことから、溶湯面の酸化物は溶湯中に沈降又は浮遊する介在物として存在していることがわかった。

図１の走査型電子顕微鏡観察の結果から、Ｃｒを０．２０質量％添加したもの（実施例２−１）については、表面に存在するＭｇ−Ｐ酸化物（介在物）の数は非常に少なく、また、サイズも比較的小さいとこがわかった。Ｃaを０．００３質量％添加したもの（実施例２−２）については、Ｍｇ−Ｐ酸化物（介在物）の存在をほとんど確認できなかった。一方、Ｃｒを０．１質量％、Ｃaを０．００１質量％添加したもの（比較例２−７）については、表面に存在するＭｇ−Ｐ酸化物（介在物）の数は多く、サイズも比較的大きいことがわかった。

以上より、Ｃｒ、Ｃａを所定量以上添加することで、Ｂｅを添加しなくてもＭｇの溶湯酸化を抑制し、高品質なＡｌ−Ｍｇ合金を製造することができることがわかった。

（厚板用板材：結果）
表１に記載の合金を、溶解し、脱水素処理、ろ過を行った後、ＤＣ鋳造法を用いて厚さ５００ｍｍの鋳塊を作製した。この鋳塊に、５００℃の均熱処理温度で４時間保持することにより均質化してから、熱間圧延（粗・仕上げ）して、厚さ約２５ｍｍのアルミニウム合金熱延板を作製した。このアルミニウム合金熱延板を、圧延方向長さ２０００ｍｍ×幅１０００ｍｍに切断した後、圧延面（両面）に対してエンドミル加工による平滑化処理を行い、厚さ２０ｍｍのアルミニウム合金厚板（切断板）とした。さらに表面に、硫酸アルマイト処理（１５％硫酸、２０℃、電流密度２Ａ／ｄｍ^２）にて厚さ１０μｍのアルマイト皮膜を形成した。

前記方法により厚板を４０枚製造した。当該厚板の表面を肉眼により観察し、表面に「ひけ巣」が発生したような表面欠陥が発見されたものが１枚もない場合を、板表面外観が「良好」、１枚以上ある場合を、「ひけ巣発生」（不良）と判断した。

表１に記載の実施例１−１〜１−５と、３−１〜３−３に係る合金を厚板に適用したところ、表面に「ひけ巣」が発生したような表面欠陥が発生しない良好な厚板を製造することができた。
一方、表１に記載の比較例１−６〜１−７と、３−４に係る合金を厚板に適用したところ、介在物（Ｍｇ−Ｐ酸化物）が切断時または平滑化処理時に脱落してしまい、表面に「ひけ巣」が発生したような表面欠陥を生じさせてしまった。
また、このような表面欠陥は真空チャンバー用途では機能欠陥となる。真空チャンバー用途では、素材表面のままで使用されることは殆どなく、耐食性、耐候性を高めるためにアルマイト処理やメッキ処理が施される。しかし、前記表面欠陥部では十分なアルマイト皮膜が形成させず、真空装置用チャンバーの内部部材にこれらの欠陥があると、高真空に減圧した際に部材に固溶しているガス原子の表面への放出により、真空度が低下する。
そのため、目標の真空度に達するまでの時間を要し、生産効率が低下する。

（成形加工用板材：結果）
表２に記載の合金を、溶解し、所定量のＣｒ、Ｃａを添加し、ＤＣ鋳造法および双ロール連続鋳造法を用いて各鋳塊厚に鋳造した。双ロール連続鋳造法の場合には各アルミ二ウム合金薄板鋳塊を表２に示す条件で均熱処理した後、熱間圧延することなしに、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した。また、ＤＣ鋳造法の場合には表２に示す条件で均熱処理した後、４８０℃の開始温度、３５０℃の終了温度で板厚４ｍｍまで圧延する熱間圧延を行い、その後、板厚１．０ｍｍまで冷間圧延した。なお、これらの冷間圧延中の中間焼鈍は行わなかった。これら各冷延板を連続焼鈍炉で焼鈍温度４５０℃（１ｓ以下）、冷却速度２０℃／ｓの条件で最終焼鈍を行った。双ロール連続鋳造の際の、双ロール周速は７０ｍｍ／ｍｉｎ、アルミニウム合金溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は液相線温度＋２０℃とし、双ロール表面の潤滑は行わなかった。なお、比較例２−１０に係る合金はＭｇが１５％以上であるため、Ｍｇの偏析により鋳造割れが発生し、造塊できなかった。

このようにして得られた、板厚１．００ｍｍのアルミニウム合金板をパネルとしてプレス成形後にフラットヘム加工させることを模擬して、常温にて、試験片に１０％のストレッチを行った後、曲げ試験を行い評価した。試験片条件は、前記アルミニウム合金板をＪＩＳ Ｚ ２２０４に規定される３号試験片（幅３０ｍｍ×長さ２００ｍｍ）を用い、試験片長手方向が圧延方向と一致するように作製した。曲げ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４８に規定されるＶブロック法により、フラットヘム加工を模擬して、先端半径０．３ｍｍ、曲げ角度６０度の押金具で６０度に曲げた後、更に１８０度に曲げた。
そして曲げ試験後の曲げ部（湾曲部）の割れの発生状況を観察し、１０回（１０枚）の試験で曲げ部表面に割れが無いものを○、1回でも割れがあるものを×と評価した。

表２に記載の実施例２−１〜２−６に係る合金を曲げ試験を行い曲げ加工性を評価したしたところ、良好な結果が得られた。
一方、表２に記載の比較例２−７〜２−９に係る合金を曲げ試験を行い曲げ加工性を評価したしたところ、曲げ部表面に割れが発生し、割れ部には介在物（Ｍｇ−Ｐ酸化物）が観察された。

Claims (4)

1. Ｍｇを１．０〜５．５質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして０．００１質量％以上含有し、
   Ｓｉ：０．２５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以下、Ｍｎ：０．５質量％以下、Ｚｎ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物であるアルミニウム−マグネシウム合金に、
   ０．２０〜０．３質量％のＣｒおよび０．００２〜０．１質量％のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したものであることを特徴とする厚板用のアルミニウム−マグネシウム合金。
2. 請求項１に記載の前記合金からなるアルミニウム−マグネシウム合金板であって、
   前記Ｍｇの含有量が１．０〜２．５質量％であることを特徴とする厚板用のアルミニウム−マグネシウム合金板。
3. Ｍｇを６．０〜１５．０質量％含有するとともに、Ｐを不可避的不純物の１つとして０．００１質量％以上含有し、
   Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物であるアルミニウム−マグネシウム合金に、
   ０．２０〜０．３質量％のＣｒおよび０．００２〜０．１質量％のＣａのうち、少なくとも１種以上を添加したものであることを特徴とする成形加工用のアルミニウム−マグネシウム合金。
4. 請求項３に記載の前記合金からなる成形加工用のアルミニウム−マグネシウム合金板。