(57)【要約】【課題】成形性や耐肌荒れ性などの諸特性を損なうことなく、成形加工時に発生するＳＳマークを抑制したアルミニウム合金材を提供することを目的とする。【解決手段】Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金材において、０．２％耐力値を９０ＭＰａ未満とし、かつ合金組織において観察される円相当径０．６〜２．０μｍの金属間化合物の平均面積率をＡｌマトリックスに対し８．０％未満とするとともにＡｌマトリックスの結晶粒径を７０μｍ以下とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金材において、０．２％耐力値が９０ＭＰａ未満であり、かつ合金組織において観察される円相当径０．６〜２．０μｍの金属間化合物の平均面積率がＡｌマトリックスに対し８．０％未満であるとともにＡｌマトリックスの結晶粒径が７０μｍ以下であることを特徴とするストレッチャー・ストレインマークを抑制したアルミニウム合金材。
【請求項２】
前記合金材の組成として、質量％でＣｕ：３．５〜５．０％、Ｍｇ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％を含有し、さらに、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｆｅ：０．０１〜０．５％、Ｚｎ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．００１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする請求項１に記載のストレッチャー・ストレインマークを抑制したアルミニウム合金材。
【請求項３】
請求項１または２に記載のアルミニウム合金材について、鋳造工程、均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び焼鈍工程を行うアルミニウム合金材の製造方法において、前記焼鈍工程は、７０℃／Ｈ以上で昇温し、３４０〜４５０℃で１分間以上保持する加熱処理を施し、さらに５０〜２００℃／Ｈの冷却速度で少なくとも２６０℃まで冷却する工程であることを特徴とするストレッチャー・ストレインマークを抑制したアルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｕ（銅）及びＭｇ（マグネシウム）を含有するアルミニウム合金材及びその製造方法に関するものであり、特に、航空機の胴材の如く各種輸送機械等の部材・部品、あるいは建築材料、構造材料等として使用され、成形性が良好で耐肌荒れ性と耐ＳＳマーク性に優れたアルミニウム合金材及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
成形加工に適したアルミニウム合金の中でも、特に高強度アルミニウム合金としては２０００系や７０００系合金が知られている。２０００系合金のうち、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金は代表的な時効硬化型合金であり、ジュラルミンや超ジュラルミンの呼称で代表されるように、その展伸材は航空機や強度を要する構造物のための高力アルミニウム合金として広く利用されている。アルミニウム合金において、Ｔ４処理材（溶体化処理後、自然時効させたもの）やＴ６処理材（溶体化処理後、人工時効したもの）では強度が高く成形困難であることから、Ｏ材（軟質）処理して成形を施し、予備時効や溶体化処理により最終的に高強度を得る方法が知られている。しかしながら、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金をＯ材処理した後、成形加工を施すと、板表面にストレッチャー・ストレインマーク（以下、「ＳＳマーク」と記す）が発生し、製品外観上不良となる場合がある。
【０００３】
一般にＳＳマークは、引張試験を行った際、応力−歪曲線上の降伏点付近での降伏点伸び、また降伏点を越えた比較的高い歪量における応力−歪曲線上の鋸歯状もしくは階段状のセレーションが生じた場合に、実際のプレス成形時において表面欠陥となり外観上大きな問題となることで知られている。ＳＳマークは、歪量の比較的低い部位で発生する火炎状の如き不規則な帯状模様のいわゆるランダムマークと、歪量の比較的高い部位で引張方向に対し約５０°をなすように発生する平行な帯状模様のパラレルバンドとに分けられる。前者のランダムマークは、降伏点伸びに起因し、また後者のパラレルバンドは、応力−歪曲線上のセレーションに起因することが知られている。
【０００４】
前記ＳＳマークは、一般的に結晶粒度が微細なほど顕著に観察される。そこでＳＳマークの解消のための方法の一つとして、結晶粒をある程度粗大に調整する方法が従来から知られている。この方法は、ＳＳマークのうちでも特に降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされ、セレーションに起因するパラレルバンドの低減にもある程度は有効とされている。
【０００５】
また、ＳＳマークの解消のための従来の方法として、Ｏ材もしくはＴ４処理材に成形前に予めスキンパス加工あるいはレベリング加工等の若干の加工（予加工）を与えておく方法も知られている。この方法は、ＳＳマークのうちでも特に降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。このように予加工によってランダムマークの発生を抑制し得る理由は次のように考えられる。
【０００６】
すなわち、一般にＡｌ−Ｍｇ系合金中では、Ｍｇがコットレル雰囲気を形成して転位を固着しているため、降伏を生ぜしめるために余分な応力を必要とする。一方、一旦ある箇所で降伏が開始されれば、応力の増加を伴わなくてもその箇所から雪崩的に変形が伝播し、その結果、板内で不均一な変形が急激に生じることになる。そしてこのように応力の増加を伴わずに変形が急激に進むため、応力−歪曲線上で降伏伸びがあらわれ、またその急激な変形が不均一であるため、成形時には火炎状等のランダムマークが発生することになる。そこで前述のような予加工によって多くの変形帯を形成しておけば、これらの多数の変形帯が降伏の起点として機能するため、降伏時における急激かつ不均一な変形が生じなくなる。すなわち降伏伸びが発生しなくなり、その結果ランダムマークの発生も抑制できる。
【０００７】
前述のように結晶粒を粗大に調整することによってＳＳマークを解消しようとする従来の方法では、結晶粒が粗大になり過ぎると、プレス成形によって表面に肌荒れが発生するなどの問題が生じて成形品として不適当となる。このため、実際にはＳＳマークの発生を確実に防止するとともに肌荒れ等の発生を安定して回避することが困難であった。また、この方法の場合、ＳＳマークのうちでもパラレルバンドの発生防止には余り有効ではないという問題もあった。
【０００８】
また、前述のように予加工を与えることによって降伏伸びの発生を抑制し、ＳＳマーク、特にランダムマークの発生を防止する方法では、加工度の小さい予加工でもある程度は降伏伸びを抑制することができるが、安定して確実にランダムマークの発生を防止することは困難であった。すなわち、低加工度の予加工では、板内の場所による元板の厚さのわずかな変動が加工度のばらつきに大きな影響を与えてしまう。これに対し予加工の加工度を充分に大きくすれば、降伏伸びを確実に解消して、ランダムマークの発生を安定して防止することができる。しかし、その反面、耐力が高くなって板の延性、成形性が低下することにより、成形用の用途には不適当となってしまう。このため、予加工の加工度を高くすることは避けざるを得なかったのが実情である。
【０００９】
一般に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系において、溶体化処理し焼入れ直後に引張試験を行うと、応力−歪曲線上に強いセレーションが生じる。この現象は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系、およびＡｌ−Ｃｕ系においても同様に発生しうることが知られている。いずれも主要添加元素であるＭｇやＣｕ、Ｓｉが、焼入れによってＡｌマトリックス中に過飽和に固溶した結果、変形中の転位は各元素によって形成したコットレル雰囲気からの固着と開放を繰り返すことでセレーション（Ｂタイプ）を発生させる。このセレーションは、各固溶元素が時効析出することで、Ａｌマトリックス中の固溶度を減少せしめるため、室温時効に伴って消失することが知られている。従って、Ｔ４材において成形加工時のセレーション発生を避けるには、焼入れ後、室温にて適切な時間で放置するか、特許文献１のように成形加工前に予備時効処理を行うことなどが提案されている。
【００１０】
ここで、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｃｕ系合金のＳＳマークに対し、均熱処理および熱間加工し、必要に応じて冷間加工した後、溶体化処理および焼入れを行ない、その後最終成形加工迄の任意の時期に、４０〜１２０℃の熱処理を行なうことが提案されている。これは、主要添加元素であるＣｕやＭｇ，Ｓｉによる転位の固着と開放に起因したセレーション（Ｂタイプ）を抑制すべく、各固溶元素をＧ．Ｐ．ゾーン化させることでその作用を低減させることを目的としたものである。
【００１１】
一方、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系において、Ｏ材処理を行った後引張試験を行うと、Ｔ４材ほどではないが、セレーションが発生し、成形加工時の外観不良として問題となる場合がある。このセレーションは室温時効によって消失することがない。すなわち特許文献１のような主要添加元素のＧ．Ｐ．ゾーン化させることで固溶度を減少させる方法でも抑制することができなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開平９−１１１４２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は前記課題に鑑みてなされたものであり、成形性や耐肌荒れ性などの諸特性を損なうことなく、成形加工時に発生するＳＳマークを抑制したアルミニウム合金材及びその製造方法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】
【００１４】
本発明者らは、前記の課題を解決すべく鋭意、実験・検討を重ねた結果、焼鈍処理材（Ｏ材）において生じるセレーションには焼鈍時の保持中及び徐冷中に析出あるいは成長した特定サイズの析出物の分布が影響していることを見出した。さらに本発明者らは、焼鈍時の昇温速度、加熱保持温度、加熱時間及び加熱後の冷却速度を所定の範囲とすることによりこの特定サイズの析出物の分布を有効に制御できることを見出し、本発明をなすに至った。具体的な解決手段は以下の通りである。
【００１５】
本発明に係るＳＳマークを抑制したアルミニウム合金材は、Ｃｕ及びＭｇを含有するアルミニウム合金材において、０．２％耐力値が９０ＭＰａ未満であり、かつ合金組織において観察される円相当径０．６〜２．０μｍの金属間化合物の平均面積率がＡｌマトリックスに対し８．０％未満であるとともにＡｌマトリックスの結晶粒径が７０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１６】
また、本発明に係るＳＳマークを抑制したアルミニウム合金材の製造方法は、前記アルミニウム合金材について、鋳造工程、均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び焼鈍工程を行うアルミニウム合金材の製造方法において、前記焼鈍工程は、７０℃／Ｈ以上で昇温し、３４０〜４５０℃で１分間以上保持する加熱処理を施し、さらに５０〜２００℃／Ｈの冷却速度で少なくとも２６０℃まで冷却する工程であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、焼鈍条件における昇温速度、加熱保持温度、加熱時間及び加熱後の冷却速度を適正化することによって、微細な析出物の分布及び結晶粒径を適切に制御し、成形性を損なうことなく成形加工時に生じるＳＳマークを抑制することができる。
【００１８】
また、前述したＳＳマーク対策としての成形前の予加工や予備熱処理も不要であり、新たな工程を必要としない。さらに、結晶粒が微細であってもＳＳマーク抑制が可能であることから、耐肌荒れ性の問題が解消される利点がある。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明に係るＳＳマークを抑制したアルミニウム合金材及びその製造方法について詳細に説明する。
【００２０】
［アルミニウム合金材の化学成分組成］
本発明の合金材は、基本的にはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金であれば良く、その具体的な成分組成は特に制約されるものではないが、通常は、質量％でＣｕ：３．５〜５．０％、Ｍｇ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：０．３％〜１．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０１〜０．５％、Ｆｅ：０．０１〜０．５％、Ｚｎ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．００１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるような成分組成の合金アルミニウム合金を素材とすることが好ましい。
【００２１】
次に、各元素の限定理由について説明する。
【００２２】
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本発明で対象としている系で基本となる合金元素であって、強度確保に必要不可欠な元素であり、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。Ｃｕ量は、３．５〜５．０％とすることが好ましい。Ｃｕ量が３．５％未満では、十分な材料強度が得られない。一方、Ｃｕ量が５．０％を超えると、成形の前段階で非常に高い強度を得ることが可能であるが、成形加工性が低下したり、鋳造割れや熱間圧延時の耳割れが起きたりし易くなる。
【００２３】
（Ｍｇ）
Ｍｇは、Ｃｕと同じく本発明で対象としている系の合金であり、基本となる合金元素であって、強度向上に寄与する。Ｍｇ量は、１．０〜２．０％とすることが好ましい。Ｍｇ量が１．０％未満では、十分な材料強度が得られないことがある。一方、Ｍｇ量が２．０％を超えると、成形の前段階で非常に高い強度を得ることが可能であるが、成形加工性が低下してしまうことがある。
【００２４】
（Ｍｎ）
Ｍｎは、本発明の系で強度向上に寄与する元素である。Ｍｎ量は、０．３〜１．０％とすることが好ましい。Ｍｎ量が０．３％未満では、十分な材料強度が得られないことがある。また、Ｍｎ量が１．０％を超えるとは再結晶抑制効果のほか、金属間金属間化合物を形成して時効硬化挙動にも影響を及ぼすことがある。
【００２５】
（Ｓｉ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ）
選択的添加元素として、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｆｅ：０．０１％〜０．５％、Ｚｎ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．００１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。Ｓｉは、時効硬化挙動に作用し、常温および高温での合金強度を向上させるために添加される。Ｆｅは、Ｎｉと同時に添加される場合、耐熱性および合金強度を向上させる作用がある。Ｚｎは、固溶強化および析出強化により、合金強度を向上させるために添加される。Ｃｒ、Ｚｒは、再結晶抑制効果および合金強度のために添加される。Ｔｉは鋳塊の結晶粒微細化および合金強度のために添加される。
【００２６】
（不可避的不純物）
例えば、地金や中間合金に含まれている通常知られている範囲内のＧａ、Ｖ、Ｎｉ等の不可避的不純物は、本発明の効果を妨げるものではないため、このような不可避的不純物の含有も許容される。
【００２７】
［アルミニウム合金材の製造方法］
以下、本発明のアルミニウム合金材の製造方法について、主要な項目毎に分けて説明する。
【００２８】
（アルミニウム合金圧延板の製造）
本発明では、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金圧延板が好適に用いられる。このアルミニウム合金圧延板は、アルミニウム合金製造業で通常一般に採用されている方法により製造することが可能である。
【００２９】
すなわち、所定の成分に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで、通常の溶解鋳造法としては、例えば、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）や薄板連続鋳造法（ロールキャスト法等）などを用いることができる。
【００３０】
次いで、このアルミニウム合金鋳塊に４７０℃以上の温度で均質化処理を施す。均質化処理は、溶湯凝固時の合金元素のミクロ偏析を緩和し、併せてＭｎ・Ｃｒをはじめとする各種の遷移元素を含む場合には、これらを主成分とする金属間金属間化合物の分散粒子を、マトリクス中に均一かつ高密度に析出させるために必要な工程である。均質化処理の加熱時間は、通常は１時間以上とし、また経済的な理由から４８時間以内に終了させるのが通常である。この均質化処理工程の前もしくは後に適宜面削を施した後、４３０以上４８０℃未満の温度範囲で熱間圧延を開始し、その後３０以上６０％以下の圧下率で冷間圧延を施すことにより、所定の板厚のアルミニウム合金圧延板を製造する。
【００３１】
（焼鈍処理）
冷間圧延後には、焼鈍処理として、７０℃／Ｈ（時間）以上、より好ましくは１００℃／Ｈ以上で昇温し、３４０〜４５０℃で１分間以上保持する加熱処理を施す。加熱保持時間は１分間以上であればよいが、生産性を考慮すると１時間未満が好ましい。さらに前記加熱保持の後、５０〜２００℃／Ｈの冷却を施す。ここでの冷却速度は、保持温度から２６０℃以下となるまでの冷却速度を示している。
【００３２】
昇温速度を７０℃／Ｈ以上と規定したのは、７０℃／Ｈ未満では７０μｍを超える粗大な再結晶組織となり、成形加工後に肌荒れが問題となるためである。なお、昇温速度の上限は特に規定するものではなく、連続焼鈍炉のような急速加熱であっても問題ないが、設備上の上限は５０℃／秒（１８００００℃／Ｈ）である。また、保持温度を３４０〜４５０℃としたのは、３４０℃未満では、再結晶温度未満となり昇温速度が前記範囲であっても再結晶せず、製品としての諸特性を得られない可能性があるためであり、４５０℃を超えると、ＳＳマークに関与する金属間化合物が多く生成されるだけでなく、固溶が促進され時効硬化性が増大してしまうためである。
【００３３】
ＳＳマークの発生原因となる対象の金属間化合物は、成分分析からＡｌ−Ｃｕ系、あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の析出物である。前記金属間化合物は焼鈍における冷却中に析出し、成長することで、セレーション発生に有意な粒子サイズとなる。製品外観上問題がないようＳＳマークを抑制するには、前記金属間化合物の生成を抑制することが有効である。ここで、０．６μｍ未満の粒子は、製造条件によらず炉冷中に多量に生成するが、変形中の転位との相互作用を及ぼすのに優位なサイズとはならず、セレーション発生への影響は非常に小さい。一方、粒子サイズが大きくなるほど、セレーション発生への影響は強くなるが、２．０μｍを超える粒子では変形中の転位との相互作用が小さくなり、セレーション発生に影響しない。従って、本発明では、円相当径０．６μｍ以上２．０μｍ以下の金属間化合物を対象とし、この金属間化合物のＡｌマトリックスに対する平均面積率によって、ＳＳマークの発生を抑制できる範囲を規定する。この円相当径０．６μｍ以上２．０μｍ以下の金属間化合物について、Ａｌマトリックスに対する平均面積率は、後述する実施例の結果から８．０％未満、より好ましくは６．０％以下、最も好ましくは５．０％以下とする。
【００３４】
前記粒子径の金属間化合物は、保持温度が高いほど、冷却時間が長いほどその数密度が増大してセレーションを引き起こし、ＳＳマークが発生しやすくなる。したがって、保持温度は４５０℃以下とし、より好ましくは４１０℃以下とする。また、冷却速度は金属間化合物の粒子径だけでなく、Ｏ材としての強度特性を決定する上でも重要である。すなわち、冷却速度が速いと主要添加元素であるＣｕやＭｇのＡｌマトリックス中への固溶が促進され、Ｔ４材に近い固溶状態となる。その結果、冷却後の室温時効硬化性が促進されるため、焼鈍後のＯ材としての強度を保持できなくなる。一般に絞り成形における張出性や曲げ性には、材料の伸びが重要であり、軟質材（Ｏ材）が求められる。したがって、強度が高くなると成形性を劣化させる要因となりうる。そのため、Ｏ材としての強度は、０．２％耐力で好ましくは９０ＭＰａ以下、より好ましくは８０ＭＰａ以下である。従って、冷却速度はＯ材としての強度特性の観点から２００℃／Ｈ以下とする。また、冷却速度が遅すぎると冷却に長時間を要し生産性に問題があるうえに、前記粒子径をもつ金属間化合物の生成を促進させる。このため、冷却速度は、５０〜２００℃／Ｈ、より好ましくは１００〜２００℃／Ｈ、最も好ましくは１２０〜２００℃／Ｈである。
【００３５】
また、最終板の成形加工時において板表面に肌荒れが発生することがあり、これは製品外観上の不良の原因となりうる。肌荒れには板表層の再結晶組織が関連しており、粗大な再結晶組織であるほど肌荒れは顕著となる。したがって、肌荒れ防止の観点から、板表層部における結晶粒径は、好ましくは７０μｍ以下、より好ましくは５０μｍ以下である。
【実施例】
【００３６】
以下に本発明の実施例を比較例と共に記載する。なお、以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであり、実施例記載のプロセス、条件及び性能値が本発明の技術的範囲を制限するものではない。
【００３７】
表１に示すように、本発明の成分組成範囲内の合金記号Ａ１〜Ａ５の合金について、それぞれ常法に従って溶製し、鋳造によって得られた各スラブに対して、面削により板厚４００ｍｍとし、４８０℃×５時間の均質化処理を施し、熱間開始温度４７０℃より板厚６ｍｍまで熱間圧延を施し、次いで冷間圧延を板厚２．５ｍｍまで施し、表２に示す焼鈍条件で、最終熱処理し、２６０℃以下になるように冷却して製品板とした。以上のようにして得られた製品板について、次のように評価を行った。
【表１】
2015010235.tif 000002
【表２】
2015010235.tif 000003
【００３８】
（金属間化合物分布）
本発明で規定した円相当径０．６μｍ以上２．０μｍ以下の金属間化合物がＡｌマトリックス中に占める平均面積率を測定するため、まず、各供試材の圧延面から板圧方向へ（１／４）ｔ部まで削り出し、表面を鏡面研磨した。その後、走査型電子顕微鏡による５０００倍の反射電子像観察によって２０μｍ×２５μｍの領域で２視野撮影し、市販の画像解析ソフトを用いて適宜画像処理を施し、金属間化合物の分布を測定した。前記範囲の粒子径をもつ金属間化合物の平均面積率は、２視野からの平均値とした。
【００３９】
（表面性状および強度特性の評価）
各条件の製品板より引張試験片を、試験片長手を圧延方向に平行に採取し、引張特性として、０．２％耐力値を測定した。さらに、引張破断した後の試験片表面を目視で判定した。また、板の圧延方向断面について機械研磨を行い、ケラー氏液にてエッチングを施した後、光学顕微鏡によって観察し、表層を含む１/４ｔ部において２００倍で６００μｍ×８００μｍの領域で２視野撮影した。撮影した画像よりＪＩＳ  Ｈ  ０５０１によって規定される切断法を用いて結晶粒径を測定した。評価に用いた結晶粒径は、２視野からの平均値とした。
【００４０】
表２に、製造条件とあわせて本発明で規定した０．６μｍ以上２．０μｍ以下の金属間化合物がＡｌマトリックス中に占める平均面積率、結晶粒径、０．２％耐力値の結果を示す。表２において、肌荒れおよびＳＳマーク評価における○印は肌荒れあるいはＳＳマークが弱い状態を示し、×印は肌荒れあるいはＳＳマークが強い状態を示す。また、表中強度特性における○印は前記耐力が９０ＭＰａ未満、×印は９０ＭＰａ以上であることを示す。肌荒れ、ＳＳマークいずれか一方でも強いと、成形後の製品外観として問題となる。一方、肌荒れ、ＳＳマークがともに軽微であっても、Ｏ材強度を外れ非常に高強度となった場合、成形困難となってしまう。
【００４１】
製造番号１〜５は、いずれも合金の成分組成が本発明で規定する範囲内であって、かつ製造プロセスも本発明で規定する範囲内であり、最終焼鈍条件のうち昇温速度、保持温度、および冷却速度もすべて発明で規定する条件を満たしたものである。これらの場合は、合金成分に拠らず肌荒れ、ＳＳマークがほとんど見られず表面性状に優れ、Ｏ材としての強度及び生産性も良好であった。
【００４２】
これに対して、製造番号６〜１０は、いずれも合金の成分組成は本発明で規定する範囲内であるが、最終焼鈍条件のいずれかが本発明の範囲外であったものである。このうち製造番号６は、昇温速度のみが本発明の範囲の下限外であり、昇温速度が低いため粗大な再結晶組織となり、他の特性を満足できても、肌荒れが発生した。製造番号７、８はそれぞれ保持温度のみが本発明の範囲の上限外、あるいは下限外である。保持温度上限を外れると、ＳＳマークに関与する金属間化合物が多く生成されるだけでなく、本発明で規定した冷却速度の範囲内であっても、固溶が促進され時効硬化性が増大する結果、強度も高くなった。また、保持温度下限を外れると、完全再結晶されず、製品としての諸特性を得ることができなかった。製造番号９、１０はそれぞれ冷却速度のみが本発明の範囲の上限外、あるいは下限外である。冷却速度上限を外れると、固溶が促進され時効硬化性が増大した結果、Ｏ材としての強度を維持できていない。また、冷却速度下限を外れると、肌荒れ、Ｏ材強度としてはともに問題なかったが、冷却に長時間を要するため、ＳＳマークに関与する金属間化合物が冷却中に比較的粗大に成長し、ＳＳマーク発生の要因となった。したがって、焼鈍条件のうち、いずれかひとつでも本発明の範囲を外れると、良好な表面性状や強度特性を得ることができなかった。
【００４３】
また、冷却に関しては、少なくとも２６０℃まで冷却すれば、それ以下の温度まで冷却しても特性に差は認められなかった。
【００４４】
以上、本発明を上記具体例に基づいて詳細に説明したが、本発明は上記具体例に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸脱しない限りにおいて、あらゆる変形や変更が可能である。