(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％を含有する、板状に加工されたアルミニウム合金を、１分以上１時間以下の保持時間にて５００℃以上融点以下の溶体化熱処理を施し、続いて２時間以上２４時間以下の保持時間にて７０℃以上１８０℃以下の熱処理を施した後、テンションレベラーにより０．３から２％の引張歪を付与し、製造直後の降伏応力値が１１０ＭＰａ以下であり、製造直後に３０℃にて２０日保持したときの降伏応力値から１０日保持したときの降伏応力値を引いた値が４ＭＰａ以下であり、さらに製造直後に３０℃にて１８０日保持後に０．２％の引張歪付与と１７０℃にて２０分間の熱処理の順に施した後の降伏応力値が１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする、室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、質量％にてＣｕ：０．２〜１．０％、Ｆｅ：０．０５〜０．３％の何れかをさらに含有することを特徴とする、請求項１記載の室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
【請求項３】
Ｍｇ／Ｓｉが１以下であることを特徴とする、請求項１または２に記載の室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用に適用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金において、製造後から自動車製造現場でのプレス成形までの間の時効による強度上昇を極力抑制したアルミニウム合金の製造方法に関する。
長時間の室温保持後の強度上昇（室温時効）が抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金であり、特に自動車用材料に使用されるアルミニウム合金の製造方法である。
【背景技術】
【０００２】
自動車車体軽量化のために、車体にはアルミニウム合金が使用される傾向にある。使用される合金は、主にＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金である。この合金では自動車製造ラインでの塗装焼付け工程後の降伏応力の上昇が期待される。これが自動車用材料へのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金が使用される主な理由である。
【０００３】
この合金では、合金製造時の熱処理にて、添加元素であるＭｇとＳｉが集合した微細なクラスタ（以下クラスタ）を形成させる。クラスタはＭｇ原子とＳｉ原子が母相であるアルミニウムの結晶構造を変えることなく集団となった形態である。このクラスタは、プレス成形での成形性を大きく低下させることなく、かつ塗装焼付け工程にて降伏応力の増大に寄与する析出物へと変化する。
【０００４】
しかし、クラスタが形成された合金では、製造からプレス成形の間の室温近傍での保持（室温時効）により降伏応力が増大する。これはクラスタが室温にて成長することに起因する。このようなプレス成形前の降伏応力の増大は、プレス成形自体には望ましくなく、そのため、製造から所定期間の間にプレス成形を実施しなければならないという制約が発生する。
このような製造後からプレス成形実施までの期間の限定は、自動車製造の生産自由度の観点から望ましくない。更に、海外などの遠距離に輸出する際には長時間の室温保持中に降伏応力の増大を極力抑えることが必要となる。その点からも、室温保持中での降伏応力の増大は望ましくない。
【０００５】
今まで様々な方法を用いた室温保持中の降伏応力の増大抑制を意味する室温時効抑制の報告がある。特許文献１と特許文献２では添加元素の調整を、特許文献３と特許文献４では溶体化熱処理後の予備熱処理温度の低温化を、特許文献５と特許文献６では予備熱処理条件の調整を、特許文献７は形成されるクラスタ数密度の調整を、特許文献８と特許文献９は集合組織形成を使用した室温時効抑制方法がそれぞれ提案されている。
一方、特許文献１０では、溶体化および焼入れ処理後、レベラーにより０．５から５％の量の歪を材料表面に導入することで室温時効を抑制する技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１１−１７２３９０号公報
【特許文献２】特開２００８−１７４７９７号公報
【特許文献３】特開２０００−２７３５６７号公報
【特許文献４】特開２００３−３２１７２３号公報
【特許文献５】特開平９−１４３６４４号公報
【特許文献６】特開２０１３−１６７００４号公報
【特許文献７】特開２００９−２４２９０４号公報
【特許文献８】特開２００４−１０９８２号公報
【特許文献９】特開２００３−３２１７５４号公報
【特許文献１０】特開２００３−２４７０４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
Ｍｇ、Ｓｉを含有するアルミニウム合金において、室温保持時の降伏応力の上昇を極力抑制するためには、室温保持時のクラスタの成長を極力抑制することが必要である。一方、クラスタは、塗装焼付け熱処理にて析出物へ変化して強度上昇に寄与する機能を有する必要がある。すなわち、クラスタの成長抑制と塗装焼付け熱処理時の析出物への変化機能の双方を同時に保持することが必要である。
しかし、先の従来技術による室温時効抑制の効果はいずれも十分なものとは言えないものであった。
【０００８】
そこで、本発明は、アルミニウム合金中のクラスタ成長を遅滞させて、従来合金以上に室温時効を低下させること、すなわち室温保持中の降伏応力増大を局力抑えることを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
前述したように、室温時効における降伏応力の上昇はクラスタの成長に起因するものである。工業的には、１８０日後の降伏応力の増加量が４５ＭＰａ以下であることが望ましい。このようなアルミニウム合金を製造するには、まず、室温保持時の降伏応力の増大挙動を解明する必要がある。
【００１０】
本発明者らは、様々な合金の１８０日までの室温保持時の降伏応力の増大挙動を調査した結果、製造から１０日以降から降伏応力の増大速度が変化することを見いだした。この知見に基づき、本発明者らは、製造から２０日後の降伏応力値から１０日後の降伏応力値を引いた差を４ＭＰａ以下にすることで、製造から１８０日後の降伏応力を４５ＭＰａ以下に調整することに成功した。
なお、製造直後の降伏応力値は１１０ＭＰａ以下である必要がある。製造直後の降伏応力が１１０ＭＰａを超えると、強度上昇量は抑制されても１８０日後の降伏応力の絶対値は成形性の低下を抑制することが不可能なレベルまで増大する。
【００１１】
本発明者らは、製造から２０日後の降伏応力値から１０日後の降伏応力値を引いた差を４ＭＰａ以下にする方法として、予備熱処理段階で形成されたクラスタを一部破壊することにより、室温時効でのクラスタ成長を抑制する方法を考案した。
【００１２】
合金への外的応力による歪によってクラスタの一部が破壊されれば、続く室温保持中においては、クラスタの成長の前に、まずは破壊されたクラスタの修復が行われる。この修復には時間を要する。そのため、一部が破壊されたクラスタは破壊されていないクラスタに比べて、所定サイズへのクラスタの成長までの時間は長くなる結果、降伏応力の増加量が抑制されることが予想された。
また、クラスタの一部を破壊したとしても、室温保持にてクラスタが修復されれば塗装焼付け時には破壊前と同じく所定の降伏応力を発現する効果を有するため、塗装焼付け後の所定降伏応力値の確保には問題は生じないと考えられた。
【００１３】
本発明者らはこのクラスタの破壊方法として転位導入を考案した。導入された転位によりクラスタは切断され、一部破壊される。ただし、材料内にほぼ均一に転位を導入する必要がある。そのためには、板厚全体に塑性域に達する歪を付与することが必要である。
【００１４】
歪を付与するために付加する応力は圧縮応力でも引張応力でも構わないが、本発明が対象とする板材に圧縮応力を付加する場合、コイル長手方向や板幅方向に均一に変形させることは工業的に困難である。また板厚方向への圧縮応力の付加として圧延が考えられるが、板厚中心にまで十分な歪を付与するにはそれなりの圧下率が必要となり、材料の延性を低下させてしまう。
このため、コイル長手方向に引張応力（テンション）を付加することによる伸び歪の付与を考案した。一般的には単純なレベラーやスキンパスでも材料内に伸び歪が付与される３０℃にて１８０日保持後に０．２％の引張歪付与と１７０℃にて２０分間の熱処理の順に施した後の降伏応力値が１７０ＭＰａ以上であるが、コイル長手方向へのテンションが十分でない場合は付与される歪は表面層に限られ、合金板中の表層にある一部のクラスタしか破壊されず、室温時効抑制への効果は極めて低いものになる。
【００１５】
本発明は上述の検討を基になされたものであり、その要旨とするところは、
（１）質量％にて、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％を含有する、板状に加工されたアルミニウム合金を、１分以上１時間以下の保持時間にて５００℃以上融点以下の溶体化熱処理を施し、続いて２時間以上２４時間以下の保持時間にて７０℃以上１８０℃以下の熱処理を施した後、テンションレベラーにより０．３から２％の引張歪を付与し、製造直後の降伏応力値が１１０ＭＰａ以下であり、製造直後に３０℃にて２０日保持したときの降伏応力値から１０日保持したときの降伏応力値を引いた値が４ＭＰａ以下であり、さらに製造直後に３０℃にて１８０日保持後に０．２％の引張歪付与と１７０℃にて２０分間の熱処理の順に施した後の降伏応力値が１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする、室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
ここで、降伏応力値は引張試験における０．２％耐力値を用いるものとする。
（２）前記アルミニウム合金が、質量％にて、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｆｅ：０．０５〜０．３％の何れかをさらに含有することを特徴とする、（１）記載の室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
（３）Ｍｇ／Ｓｉが１以下であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の室温保持での降伏応力の上昇量を抑制したアルミニウム合金の製造方法。
である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、製造からプレス成形までの室温保持による降伏応力の上昇速度が低下し、従来よりも長期の合金管理、および塗装焼付け熱処理後の強度を含む現状特性を維持した状態にて、長距離への合金輸送（輸出）が可能なアルミニウム合金が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
予備熱処理段階で形成されたクラスタを一部破壊することにより、室温時効でのクラスタ成長を抑制した本発明のアルミニウム合金及びその製造方法について、本発明を構成する個々の要件及び好ましい要件について詳細に説明する。
まず、アルミニウム合金の成分について説明する。なお、各成分の含有量の％は質量％を意味する。
【００１８】
（成分）
Ｍｇはクラスタを構成する主要な元素であり、その添加量はＳｉ添加量に依存するところではあるが、少なくとも０．３％以上がクラスタ形成に必要である。しかし、２．０％を超えた添加はＭｇ単独の析出物を形成する。この析出物は破壊の起点となり成形性を低下させる。それゆえ上限は２．０％とした。
【００１９】
Ｓｉもクラスタを構成する主要な元素であり、Ｍｇ原子と同様な理由によりその添加量は決定される。０．３％以上がクラスタ形成に必要であり、２．０％を超える添加は、Ｍｇの場合と同様に、破断起点となるＳｉ析出物を形成させてプレス成形性を低下させる。
なお、Ｍｇ／Ｓｉが１以下であることが望ましい。Ｍｇ添加量よりもＳｉ添加量が多いと、形成されるクラスタの分布密度が増大し、成形と強度の両向上が期待される。
【００２０】
以上が、本発明のアルミニウム合金の基本成分であり、残部はＡｌと不可避的不純物である。さらに必要に応じて下記の成分を含有できる。
【００２１】
Ｃｕは固溶状態にて成形性に効果的な元素である。そのためには、０．２％以上の添加が必要となる。しかし、１．０％を超える多量の添加はＣｕ系析出物を形成させる。そのため、強度は上昇するが成形性が低下する。それゆえ、添加量は０．２％から１．０％とした。
Ｆｅは鋳造時に混入する元素である、０．３％を超えて含有するとＦｅ−Ａｌ系の析出物を形成し、成形性、特に延性が著しく低下する。しかし、０．０５％以上の添加は結晶粒の強化に効果的である。それゆえ、０．０５〜０．３％の添加量とした。
【００２２】
なお、強度を高めることを目的として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉの１種または２種以上を添加してもよい。ただし、多量の添加は成形性を低下させるまでに降伏応力を増大させ、また延性を低下させる。製造直後の降伏応力値が１１０ＭＰａ以下である制約のもとでは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉの添加量上限は、それぞれ、２．０％、１．０％、０．２％である。
【００２３】
次に本発明の製造方法について説明する。なお、降伏応力値の経時変化の限定理由については、製造方法との関連で説明する。
（製造方法）
先ず、溶解、鋳造工程では、上記合金の溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の定法の溶解鋳造法を選択実施する。
【００２４】
次に行う均質化熱処理では、定法に従い材質の均質化を狙う。均質化熱処理は添加元素の偏析をなくすことが主目的である。そのためには５６０℃以上融点以下の温度での熱処理が必要となる。
熱処理時間は、添加元素量にもよるが、上記温度範囲内にて２０分以上８時間以下であれば充分である。２０分より短いと十分に偏析をなくすことは困難となり、一方８時間以上であれば製造コストが増加する。
また上記温度範囲内にて上記加熱時間で保持した後は２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要がある。２０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度であると、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量は析出物を形成することで減少し、製品の強度と延性を低下させる。冷却速度を早める手段は、強制空冷、水冷などあるが、その手段に特に限定はない。
【００２５】
続く熱間圧延も定法に従う。まず、開始温度の設定が必要であり、その温度は４５０℃以上にすべきである。４５０℃未満の温度では、熱間圧延中での再結晶の頻度が急激に低下し、これが最終製品での未再結晶化の可能性を高くする。好ましくは開始温度が５６０℃以上であれば、均質化熱処理にて残存した析出物を溶解させ、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量を増大させることが可能となる。最終板厚は特に制限は設けず、５ｍｍ以下であることが、続く冷間圧延工程の容易さの点から好ましい。
【００２６】
なお、確実な再結晶を得るために、冷間圧延前に熱延板を焼鈍しても良い。その場合には４００℃以上の温度にて２０分以上の条件であれば充分であるが、８時間を超える長時間の焼鈍は製造コストを高める欠点となる。全体の製造コストを考慮して、この熱延板焼鈍を省略しても良い。
【００２７】
続く冷間圧延は所望の板厚まで定法で圧延してよい。
熱延板焼鈍と同様、確実な再結晶を得るために、冷間圧延の途中に１回以上の熱処理（中間焼鈍）を実施しても良い。この熱処理も定法に従い実施する。この時の温度は、冷間圧延前の熱延版焼鈍と同じく、４００℃以上の温度にて、保持時間は、２０分以上、製造コストを高めない８時間以下でよい。
冷間圧延も定法にしたがう。トータルの冷間圧下率、特に中間焼鈍を行う場合は、中間焼鈍から最終板厚までの冷間圧延率は大きい方が好ましい。トータルの冷間圧延率を７５％以上とすることで最終焼鈍時の再結晶粒が微細化する。中間焼鈍を行う場合は、望ましくは中間焼鈍から最終板厚までの冷間圧延率を７５％以上とすると良い。
【００２８】
冷間圧延終了後は、溶体化熱処理を行う。
溶体化熱処理は、圧延組織の再結晶とともに、添加したＭｇとＳｉを十分な固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が存在する固溶状態にするためになすものであり、そのためには少なくとも５００℃以上に加熱する必要がある。十分な固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量の固溶状態が得られなければ、所定の焼付け降伏応力値を得ることができなくなる。上限温度は融点以下であるが、好ましくは、溶体化後の冷却時での板のたわみ抑制のため、５８０℃以下とするのが好ましい。
【００２９】
保持時間は、添加両元素の完全固溶のために上記加熱温度域内に１分以上は必要である。上限は１時間である。これ以上の時間は生産コストを増大させて工業的な価値を低下させるので好ましくはない。
溶体化熱処理後の冷却速度は、つづく予備熱処理前までにクラスタ以外の析出物が形成することや、後述のように本願にとって好ましくない低温で形成するクラスタの形成を回避するため早いことが望ましい。一方で、早い冷却により板形状精度を低下させるたわみが発生しやすくなり、歩留まりが低下する。したがって、たわみが発生しにくい５０℃／ｓｅｃを冷却速度の上限とするのが好ましい。下限は、１℃／ｓｅｃとする。それ以下であると冷却途中で強度を得るために好ましくない析出物が形成する。
【００３０】
溶体化熱処理後には、得られた固溶Ｍｇと固溶Ｓｉをクラスタに形成させるための予備熱処理を行うが、クラスタ形成温度域での予備熱処理は溶体化熱処理後に速やかに開始する必要がある。溶体化熱処理後に室温に保持する場合は、６時間以内に続く予備熱処理を実施する。室温保持時間が６時間を超えると、溶体化熱処理にて確保した固溶Ｍｇと固溶Ｓｉが、塗装焼付け時の降伏応力値確保に寄与しない別のクラスタ（低温クラスタ）の形成に消費されてしまい、所望の塗装焼付け時の降伏応力値の確保が困難となる。
【００３１】
溶体化熱処理後に実施する予備熱処理では固溶Ｍｇと固溶Ｓｉにより高温クラスタを形成させる。そのためには、７０℃以上１８０℃以下に保持する必要がある。７０℃未満では、所望の塗装焼き付けによる降伏応力値への寄与のない別種のクラスタである低温クラスタが形成される。一方、１８０℃を超えると析出物が形成される。この温度範囲での保持時間は固溶原子の拡散により決まる。拡散は保持温度に依存する。したがって、高温の保持では、低温の保持よりも少ない保持時間で所定の高温クラスタが形成される。１８０℃の保持では少なくとも２時間の保持を施せば確実に高温クラスタが形成される。一方、７０℃保持では６時間は必要となる。
【００３２】
予備熱処理後の室温保持時の降伏応力の増大は、この予備熱処理にて形成した高温クラスタの成長によるものである。したがって、この高温クラスタの成長速度を低下させれば、室温保持時の降伏応力の増大速度は低下する。
前述した様に、この高温クラスタの成長速度を低下させて、製造から室温保持にて２０日後の降伏応力値から１０日後の降伏応力値を引いた値が４ＭＰａ以下になれば、１８０日後の降伏応力値は４５ＭＰａ以下となる。
【００３３】
そのためには予備熱処理後に歪を付与することが有効である。本発明において、付与すべき歪は、歪を生成させるための荷重の負荷前と徐荷後の形状差から求めるものであるから、塑性歪を意味する。
付与すべき歪量は０．３％以上である。一方、歪量の増大は強度増大させ、さらに延性を低下させ、プレス成形性に望ましくない。そのために歪量の上限を設けることが必要となる。プレス成形性を阻害させない歪量は２％である。したがって、歪量は０．３％以上２％以下となる。
【００３４】
このような効果が発現するメカニズムは以下のように考えられる。
アルミニウム合金材に導入した歪は、材料中を転位として移動し、母相であるアルミニウム合金相を変形させるとともに、合金相中に存在する高温クラスタを切断する形態で破壊する。切断された高温クラスタの近傍では、切断およびその後のさらなる転位作用により、高温クラスタを構成していたＭｇ原子とＳｉ原子の一部が固溶Ｍｇと固溶Ｓｉとなる。この固溶Ｍｇ原子と固溶Ｓｉ原子は、切断された高温クラスタの周囲に偏在し、溶体化熱処理後の固溶原子のように均一な状態とは異なる。つまり、この後に続く室温保持では、新規に低温クラスタを形成するのではなく、もとの高温クラスタの形状を修復するように移動する。この修復には時間を要するので、切断・破壊された高温クラスタの所定サイズへの成長は、破壊されない場合に比べて遅くなり、降伏応力の増加速度が低下するとともに、低温クラスタは形成せず、焼付け時の硬化能を阻害することもない。
【００３５】
高温クラスタを破壊する転位を導入する応力は引張でも圧縮でも構わないが、本効果を十分に得るには、材料内に均一に転位を導入することが好ましい。これを工業的に達成するには前述のように、コイル長手方向に引張応力（テンション）を付加することが好都合である。一般的には単純なレベラーやスキンパスでも材料内に伸び歪が付与されるが、テンションが十分でない場合は付与される歪は表面層に限られ、合金板中の表層にある一部のクラスタしか破壊されず、室温時効抑制への効果は極めて低いものになる。発明効果と歪による基本的な成形性変化を考慮すると、テンションレベラーが適している。
【００３６】
本発明における引張歪量は変形荷重負荷前後の材料長さの変化により規定する。一般的には複数方向での長さ変化が観測されるが、そのうちの最大のもので規定すれば良い。コイル形状である場合は、長手方向の長さ変化により評価できる。
【００３７】
以上のような本発明の実施可能性及び効果を、さらに実施例を用いて示す。
【実施例】
【００３８】
表１は試験に供したアルミニウム合金とその成分である。これら合金に対して、ＤＣ鋳造、５８０℃にて２４時間の均一化熱処理、５００℃を開始温度として板厚４ｍｍまでの熱間圧延、板厚１ｍｍまでの冷間圧延を実施して、板状のサンプルを作製した。ここで、そのサンプルからＪＩＳ５号引張試験片を作製し、大気炉による溶体化熱処理とオイルバスを用いた予備熱処理を施した。溶体化熱処理以降のプロセス条件を表２に記す。なお、溶体化熱処理の保持時間は１時間とし、終了後は空冷と水冷を順に実施し、室温まで冷却した。予備熱処理後にテンションレベラーで試験片に引張歪を付与した。
その後、室温での引張試験を実施した。室温保持は３０℃に設定した乾燥炉中の保持により実施した。溶体化熱処理および予備熱処理条件の組み合わせとして５種類の条件を設定した。
【００３９】
引張試験は、１０日、２０日、および１８０日室温保持後の試験片に実施した。それぞれ、１０日時効後、２０日時効後、１８０日時効後と記した。一方、室温保持しなかった試験片は、ただちに、引張試験を実施し、０日時効後と記した。
表３には各合金における予備熱処理後に付与した引張歪量と３０℃の時効時間後に得られた降伏応力値（０．２％耐力値）を示す。また、１８０日後に０．２％の引張歪付与と１７０℃にて２０分保持の熱処理とを順に施した後の降伏応力値（以降ＢＨＹＳと記す）も示す。
【００４０】
必要な室温時効特性は、室温（３０℃）にて１０日保持したときの降伏応力値を基準にして、同じく２０日保持したときの降伏応力値の増加量が４ＭＰａ以下で、同じく１８０日保持したときの降伏応力の増加量が４５ＭＰａ以下であり、室温保持１８０日での降伏応力の値が１５０ＭＰａ以下であることである。更にＢＨＹＳが１７０ＭＰａ以上であることが必要である。
【００４１】
本発明で規定する請求範囲内の合金であれば、引張歪量０．３％から２％にて、２０日間の増加量が４ＭＰａ以下かつ１８０日間の増加量が４５ＭＰａ以下であり、ＢＨＹＳは１７０ＭＰａ以上である。しかし、請求範囲内の合金であっても、０．３％未満の歪では１８０日間の増加量が４５ＭＰａを超えてしまい、長期室温保持による強度増加量は極めて大きくなり成形性に不利に働く。ただし、ＢＨＹＳは１７０ＭＰａ以上であり、塗装焼付け強度は維持される。また、３．０％の場合、１８０日間の強度増加量は４５ＭＰａ以下ではあるが、０日の降伏強度が１１０ＭＰａ以上と強度の絶対値が大きくなる。加えて、歪量が大きいために、クラスタは大きく破壊され、ＢＨＹＳは１７０ＭＰａに満たなくなる。
【００４２】
更に、熱処理条件が請求範囲外であれば、所定の特性は得られない。溶体化熱処理温度が低ければ（Ｐ２）、固溶量が少なく、室温保持による強度増加量は少ないが、溶体化熱処理前の析出物が残存することにより強度は増大する。また、冷延にて導入された歪が全て回復することなく残存し、これも強度増加に寄与する。更に、固溶量が少ないためＢＨＹＳは１７０ＭＰａに満たなくなる。予備熱処理温度が高い場合（Ｐ５）と請求範囲内の予備熱処理温度であるが保持時間が長い場合（Ｐ３）は、強化量が大きくなるため、初期降伏応力が大きくなる。一方、予備熱処理温度が低い場合（Ｐ４）は、初期降伏応力は小さいが、固溶量が多いために室温保持時の強度上昇が大きくなる。しかし、ＢＨＹＳに寄与しないクラスタが形成されるため、ＢＨＹＳは小さい。一方、予備熱処理温度が高いと、クラスタは形成せず、初期降伏応力が大きく、結果、ＢＨＹＳも大きくなる。
【００４３】
【表１】
0006452384.tif 000002
【００４４】
【表２】
0006452384.tif 000003
【００４５】
【表３】
0006452384.tif 000004