(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
３．０％（重量で。以下同じ。）を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率Ｃ1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
０．９７≦Ｃ1／Ｃ0≦０．９９  ・・・・式１
但し、Ｃ1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率（IACS％）、Ｃ0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率（IACS％）。
【請求項２】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率Ｃ1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
０．９７≦Ｃ1／Ｃ0≦０．９９  ・・・・式１
但し、Ｃ1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率（IACS％）、Ｃ0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率（IACS％）。
【請求項３】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率Ｃ1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
０．９７≦Ｃ1／Ｃ0≦０．９９  ・・・・式１
但し、Ｃ1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率（IACS％）、Ｃ0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率（IACS％）。
【請求項４】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率Ｃ1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
０．９７≦Ｃ1／Ｃ0≦０．９９  ・・・・式１
但し、Ｃ1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率（IACS％）、Ｃ0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率（IACS％）。
【請求項５】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が１０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【請求項６】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が４０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【請求項７】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が１０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【請求項８】
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が４０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、焼入時に析出硬化を起こすことにより強度が優れ室温保持中の機械的性質の経時変化が少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板に関するもので、自動車や電気機器等の外板や各種成形部品などの成形用素板として有用なものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来よりＡｌ−Ｍｇ系合金板は、板形状のままあるいは成形加工した形で多く用いられている。このうち、自動車外板のようにある程度の強度が必要とされる用途に対しては、ＪＩＳの５１８２合金等の約４．５％のＭｇを含む合金あるいはこれ以上のＭｇが含有された合金が用いられている。しかし、この系の合金は、非熱処理型合金であり、成形後の塗装焼付時の加熱により軟化する欠点(ベークソフトニング)を有する。
これに対し、強度の改善のためＣｕを添加したＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板を用いる技術についても既に開示されている。このＣｕ添加により、析出硬化性が生じるためベークソフトニングが抑えられ、条件によっては塗装焼付時に強度が上昇するヘ゛ークハードニングが可能となる。
しかし、およそ４．５％以上のＭｇを含む合金に対して多量のＣｕを添加することは、熱間加工性を低下させるため工業的な生産が難しく、また耐食性の点で問題が生じるためＣｕ添加量は０．４％以下に抑えられて使用されているのが現状である。これに対し、より低Ｍｇ合金２．５〜３％程度の合金にＣｕを添加した場合、ベークハード性を付与することが可能になるが、絶対的な強度が不足しており本格的に使用されていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金において、なんら室温での長時間保持や人工時効処理を加えなくても高い強度を示し、曲げなどを含む成形性が良好であり、成形および塗装焼付後の強度が高く、室温で保存されている間に機械的性質が変わりにくいＴ４合金板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、限定された組成範囲のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金が特異な析出挙動を示す事に着目し、種々の検討を行った。そして、溶体化処理後の焼入れ冷却中に析出硬化を起こさせることを主眼とした組織制御により、特に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板が得られることを見出し、本発明にいたったものである。
【０００５】
すなわち、請求項１の、
３．０％(重量で。以下同じ。)を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とする
焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99   ・・・・式１
但し、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率(IACS%)。  であり、
【０００６】
請求項２の、
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、
溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有することを特徴とする
焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００７】
請求項３の、
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、
溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、
かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００８】
請求項４の、
３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持ち、
溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有し、
かつ結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μｍ以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０％以下である事を特徴とする焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板。
【０００９】
請求項５の、３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が１０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
【００１０】
請求項６の、３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が４０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
請求項７の、３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が１０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。
請求項８の、３．０％を超え４．２％未満のＭｇおよび０．５％を超え１．２％未満のＣｕを含み、かつＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満含有し、残部Ａｌと不可避不純物とから成る組成を持つ合金の板材を、４６０〜５６０℃での溶体化処理を行い、この後の焼入れ冷却において、溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度と３００℃から１００℃までの冷却速度を、前者の冷却速度が後者の冷却速度より大きくなるよう、しかも前者の冷却速度が４０〜１０００℃／秒の範囲内、後者の冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御することを特徴とする、焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板の製造方法。である。
【００１１】
【発明の実施の形態】
まず、組成の限定理由について述べる。
Ｍｇは、焼入れ同時析出処理により強度を高くするために必須の合金元素であり、良好な強度および成形性を実現するのに必要であり、３．０％を超えて４．２％未満となる添加量に限定される。これより添加量が少ないと、焼入れ同時析出が不十分となり、強度や成形性が良好とならない。一方、この範囲より添加量が多いと、熱間加工性が悪くなり実質的に工業生産が困難になり、耐食性が悪くなるなどの問題が生じるため適当でない。
【００１２】
Ｃｕも焼入れ同時析出処理により強度を高くするために必須の合金元素であり、強度や成形性に寄与するもので、０．５％を超え１．２％未満となる添加量に限定される。この範囲より添加量が少ないと、焼入れ同時析出硬化による強度上昇が達成できず、強度が不十分となる。一方、これより添加量が多いと、熱間加工性が悪くなり、耐食性が悪化するなどの問題が生じる。
【００１３】
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは、結晶粒の粗大化抑制および結晶粒径のバラツキ低減に有効であり、強度向上にも寄与する合金元素であり、請求項２、４、６、８で、これらのうち１種または２種以上を各０．０５％〜０．４％、合計で０．６％未満添加することを規定している。この範囲より少ない添加では、特に効果が無く、これを超える添加は、延性、成形性の低下を招き適当でない。
【００１４】
不純物としては、アルミニウム合金に不可避的に含まれる元素としてＦｅとＳｉが挙げられる。これらの含有量は各０．４％以下が望ましい。これを超えると、延性、成形性の低下を招くため適当でない。
【００１５】
また、アルミニウム合金の鋳造の際に一般的に添加されるＴｉ系あるいはＴｉ−Ｂ系の微細化剤に起因するＴｉは０．１％以下、Ｂは０．０３％以下の範囲で含んでもよい。
【００１６】
本発明で、対象とする合金組成は、３００℃の平衡状態においてＣｕおよびＭｇで形成される相が主にＣｕＭｇ4Ａｌ6となるものである。これが、組成が本発明の範囲をはずれ３００℃での平衡状態においてＣｕとＭｇで形成される相が主にＣｕＭｇＡｌ2（Ｓ相）やＣｕＡｌ2（θ相）であったり、この温度でも平衡的にＣｕおよびＭｇが全固溶される場合には、焼入れ同時析出処理による強度向上が十分に起こらない。
【００１７】
本発明のＴ４合金板の、金属組織中には、溶体化後の焼入れ冷却過程で生じて式１を満たすような導電率C1をもたらすＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物の分布を有する。
0.97 ≦ C1/C0 ≦ 0.99   ・・・・式１
ここで、C1は、焼入れ冷却時に生じる析出物を含む実際のＴ４合金板の導電率(IACS%)、C0は、焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率(IACS%)である。
「焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板」とは、溶体化処理後の焼入れを非常に速い冷却速度で行って析出を抑えることにより得られ、具体的には４６０〜５６０℃での溶体化処理後、１００℃までの平均冷却速度で１２００℃／秒以上となる水焼入れで室温まで冷却することにより得られる。
【００１８】
式１を満たさず、C1/C0＞0.99であると、焼入れ同時析出硬化が不十分で機械的強度が不十分となり、室温保存中の機械的性質の変化が増大するため不適当である。
逆に、C1/C0＜0.97であると析出が過度に進んでいるため、粒界への析出が起こっており曲げ性などに悪影響を与え、また後の成形後の塗装焼き付け時に析出硬化を起こす余地がなくなる。
【００１９】
焼入れ同時析出硬化に関与する析出物は導電率を下げる作用を持ち、結晶格子に歪みを及ぼす非常に微細なもので、格子とほぼ整合の状態で析出するＧＰゾーンあるいはクラスターがこれに当たる。ここで、このＧＰゾーンあるいはクラスターはＣｕＭｇ4Ａｌ6の前駆体を為すものと推定され、この析出物は発明者らの調査の結果、焼入れ冷却中の３００℃から１００℃にかけて、主には３００℃から２００℃にかけて析出する事がわかっている。これが、焼入れ冷却中に析出しかつ強度向上に寄与するための条件としては、Ｍｇ、Ｃｕ添加量の制御のほか、後で述べるように焼入れ冷却速度の制御が必要となる。なお、この析出物はＳ’相あるいはＳ相の前駆体である析出物（いわゆるＧＰＢゾーン）とは性質の異なる物であり、３００℃での平衡状態においてＣｕとＭｇで形成される相が主にＳ相である場合には焼入れ同時析出硬化という独特な特性が十分に現れない。すなわち、３００℃での平衡状態においてＣｕとＭｇで形成される相が主にＳ相である合金組成範囲と、本発明の範囲はこの焼入れ同時析出硬化という点で全く異なる特性であるため、この両者を区別しない先行の技術があったとしても未完成であり、それは本発明を導く助けにならない。
【００２０】
請求項３、４においては、結晶粒界上に存在し粒界と直角方向で０．５μm以上の寸法を持つ金属間化合物粒子の分布線分率が１０％以下である事を規定している。
これは、ある断面での結晶粒界の長さの合計に対して、その上に存在しその断面に露出している結晶粒界に直角な方向で測って0.5μｍ以上の寸法の金属間化合物粒子の結晶粒界上で占める合計長さを割合で表したもので、これが１０％を超えると曲げ性や粒界腐食感受性が低下するため適当でない。
なお、具体的な測定としては、少なくとも結晶５０個分に相当する粒界を調査する必要がある。
ここで、対象とする金属間化合物粒子は、主にＡｌ，ＣｕおよびＭｇを含む粒界析出物である。この粒界析出物は、溶体化処理および焼入れの一連の処理の比較的高温域すなわち溶体化処理温度から３００℃までの冷却の間で生じるものであり、強度に寄与しない他、曲げ性や粒界腐食感受性の低下の原因となる。この点で、主に３００℃から１００℃で析出する焼入れ同時析出硬化に寄与する前記のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系析出物とは異質のものである。
【００２１】
次に、本発明合金板の製造方法について説明する。
本発明合金の熱間圧延用鋳塊は、通常のＤＣ法により鋳造され、必要により４６０〜５６０℃の温度範囲で３〜２４時間の均質化熱処理が施され、その後、熱間圧延される。ここで、熱間圧延のみで所定の板厚としてもよいが、この後に冷間圧延を施して所定板厚とする事も可能であり、また、適宜中間焼鈍をはさんで、数次の冷間圧延を行ってもよい。
【００２２】
次に、溶体化処理および焼入れを行い、この際に焼入れ同時析出硬化処理とする。
まず、溶体化処理温度は４６０〜５６０℃とする。典型的には、２℃／秒以上の昇温速度で４６０〜５６０℃まで昇温し、ここで０〜３００秒保持する条件で行う。なお、保持０秒は材料温度到達後直ちに冷却することを示すものである。
溶体化処理温度が４６０℃より低いと、合金元素を十分に固溶することができず結果的に強度が不十分となるか、粒界析出物の割合を増すため適当でない。また、溶体化処理温度が５６０℃より高いと結晶粒の過度な成長を起こし、局部的に共晶融解を起こす可能性があるため適当でない。
【００２３】
この後の焼入れ冷却においては、溶体化処理温度から３００℃までの温度域での冷却速度が３００℃から１００℃までの冷却速度より大きくなるよう、しかも溶体化処理温度から３００℃までの温度域での冷却速度が１０〜１０００℃／秒の範囲内、さらに望ましくは４０〜１０００℃／秒の範囲内、３００℃から１００℃までの温度域での冷却速度が５〜５０℃／秒の範囲内となるように制御する。
【００２４】
焼入れ冷却において溶体化処理温度から３００℃までの冷却速度を１０〜１０００℃／秒さらに望ましくは４０〜１０００℃／秒とするのは、この温度域で起こる粒界析出を抑制するために必要な条件であり、冷却速度１０℃／秒未満では過度の粒界析出が起こり曲げ性や耐粒界腐食性に関し悪影響を与える。これが４０℃／秒以上であると、粒界析出物が少なくなり十分に「結晶粒界上に存在し粒界と直角方向の寸法が０．５μm以上である金属間化合物粒子の粒界長に対する分布線分率が１０％以下」となる。これが１０００℃／秒を超えると焼入れ時に板の歪みが大となり、平坦度の良い板材を得ることが困難になる。
【００２５】
また、焼入れ過程の３００℃から１００℃までの冷却速度を５〜５０℃／秒に制御する。これにより、焼入れ冷却中のこの温度範囲で析出硬化が起こり、これが強度の向上、室温保存中の機械的性質の安定性の向上およびストレッチャーストレインマークの低減に寄与する。
冷却速度が５℃／秒未満であれば、この冷却中に過度な析出が起こりＴ４板が成形後の塗装焼き付けの加熱時に析出硬化を起こす余地がなくなり、この温度範囲でも粒界析出が起って延性や耐粒界腐食性に悪影響を与える恐れがあるため適当でない。また、冷却速度が５０℃／秒を超えると、焼入れ同時析出が十分に起らず、強度が十分に上がらないことになる。
【００２６】
なお、焼入れ後には平坦度の向上及びストレッチャーストレインマークの低減のためにスキンパスあるいはローラーレベリングの加工を施してもかまわない。
【００２７】
【実施例】
以下に実施例にもとづき本発明を更に詳細に説明する。
【００２８】
【表１】
0004050344.tif 000002
【００２９】
表１の組成のＤＣ鋳塊（厚さ５００ｍｍ）を、５００℃で１０時間均質化処理し、両面10mmの面削の後、圧延開始温度４７５℃で熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱間圧延板とした。これを１ｍｍまで冷間圧延した。
板作製の過程で、表１の比較例組成Ｌ、Ｍについては、熱間圧延割れが大きく健全な圧延板が得られなかった。表２に示す本発明範囲や他の比較例組成については問題無く圧延板が得られた。なお、これらの材料は、全て平均結晶粒が４０〜６０μｍの範囲にあった。
【００３０】
【表２】
0004050344.tif 000003
【００３１】
次に表２のような条件で、ソルトバス（ＳＢ）あるいは連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）によって溶体化処理・焼き入れした。ソルトバス後の冷却方法としては、強制空冷（ＡＣ）の他、ミスト冷却（ＭＣ）を組み合わせた。なお、各々の材料のＣ0（焼入れ冷却時に生じる析出物を実質的に含まない製法を採った場合のＴ４合金板の導電率）は溶体化まではその実験番号の材料と同じ工程で処理し、溶体化後の焼入れ冷却条件だけを比較例１２〜１９と同じ水焼入れの条件とした材料の導電率を測定することで得た。比較例１２〜１９の溶体化後の焼入れ冷却条件では析出が生じないのでＣ1欄は空白である。
【００３２】
【表３】
0004050344.tif 000004
【００３３】
焼入れ時のＹＳ（耐力。以下同じ。）上昇は、焼入れ同時析出によるＹＳ上昇分を算出したものであり、該当材料のＹＳと、それと同一組成で実質的に焼入れ時の析出硬化の無い材料（実験番号１２〜１９）のＹＳとの差で求めた。
【００３４】
なお、曲げは成形後の端部処理加工として重要なので、成形加工での加工硬化を想定した２％ストレッチ後の曲げ性で評価した。すなわち、ストレッチしたのち、１８０°曲げ（密着曲げおよびＲ０．５ｍｍ 曲げ）を行い、１０件中のクラック発生件数で評価した。
【００３５】
そして、深絞り成形に対応する２％ストレッチを施した後に、１７０℃×２０分の塗装焼き付けに対応する加熱処理を行いベーク後ＹＳを測定し焼付け硬化後の強度を評価した。
【００３６】
粒界の金属間化合物の分布線分率は具体的には、試料断面研磨の後、バーカー法および偏光顕微鏡観察による粒界位置の確認と0.5〜1%フッ酸によるエッチングによる金属間化合物の観察を併用し、500倍以上にて観察測定した。
【００３７】
さらに、一部の材料に対し、室温での保管時の機械的性質の経時変化を評価するために、焼入れ１日後と３ヶ月経過後のＹＳを測定しその増分を測定した。
【００３８】
【表４】
0004050344.tif 000005
【００３９】
さらに、これも、一部の材料に対し、ＪＩＳ５号引張試験を用い、引張速度５ｍｍ／分で引張変形を与え、 一定歪みで停止し、試料表面の模様ストレッチャーストレインマークを確認した。
【００４０】
【表５】
0004050344.tif 000006
【００４１】
表２、表３のように本発明範囲の合金板は、焼入れ同時析出硬化により強度向上が得られ、冷却速度の制御により、粒界析出を抑えることにより曲げ性が良好に保たれている。
また、表４のように、本発明例では室温保持中のＹＳの変化が非常に小さく、保管中に成形性の変化をきたす事がきわめて少ない。
さらに、表５のように、本発明例では、ストレッチャーストレインマークの発生が少なくなっている。
【００４２】
【発明の効果】
以上、詳しく説明したように、本願の焼入れ同時析出硬化型のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系Ｔ４合金板は、室温保持中の機械的性質の変化が少なく、またＴ４のままあるいは成形・塗装焼付後の強度に優れ、組織制御により曲げ性を含む成形性にも優れる。
また、さらに、焼入れ同時析出によりＣｕ、Ａｌと結合し析出物を形成するＭｇの分だけフリーなＭｇ量が減じている事になるため、このフリーのＭｇを根本原因とするストレッチャーストレインマークも軽微となるという利点も有している。
よって、自動車や電気機器等の外板や各種成形部品などの成形用素板としての適用範囲を拡大するものである。