JPH09111429A - 最終成形加工時にストレッチャー・ストレインマークの発生しない熱処理型Ａｌ合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の各熱処理型Ａｌ合金を製造する際
に、最終成形加工時におけるＳＳマークの発生を効果的
に防止することのできる方法を提供する。 【解決手段】 Ｃｕ：１〜８％を含有すると共に、Ｍ
ｎ：０．０５〜０．８％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，
Ｚｒ：０．０５〜０．１５％，Ｓｃ：０．０５〜１％お
よびＶ：０．０５〜０．１５％よりなる群から選ばれる
１種以上を含有するＡｌ合金を素材とし、この素材を均
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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、航空機，鉄道車
両，自動車等の輸送機器や一般機械部品等の各種用途で
使用される熱処理型Ａｌ合金を製造する方法に関するも
のであり、特に最終成形加工時にストレッチャー・スト
レインマークの発生しない様な、優れた成形性を有する
熱処理型Ａｌ合金を製造する為の有用な方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およ
びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系等のＡｌ合金は、溶体化処理およ
び焼入れ後の時効硬化で高い強度が得られる析出型Ａｌ
合金として知られており、従って適当に熱処理を施して
（熱処理型Ａｌ合金）機械的性質を向上させ、上記した
各種用途に適した素材として使用されている。

【０００３】代表的な熱処理型Ａｌ合金としては、Ａｌ
−Ｃｕ系合金では、２２１９（Ａｌ−６．３％Ｃｕ−
０．３％Ｍｎ−０．９６％Ｓｉ−０．１８Ｚｒ−０．１
０Ｖ）等が知られている。またＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金
では、２０１４（Ａｌ−４．４％Ｃｕ−０．５％Ｍｇ−
０．８％Ｍｎ−０．８％Ｓｉ），ジュラルミン２０１７
（Ａｌ−４．０％Ｃｕ−０．６％Ｍｇ−０．７％Ｍｎ−
０．５％Ｓｉ），超ジュラルミン２０２４（Ａｌ−４．
４％Ｃｕ−１．５６％Ｍｇ−０．６％Ｍｎ），２１１７
（Ａｌ−２．６％Ｃｕ−０．３５％Ｍｇ），２０１８
（Ａｌ−４．０％Ｃｕ−０．２７％Ｍｇ−２．０％Ｎ
ｉ）等が知られている。更に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
では、６０６１（Ａｌ−１．０％Ｍｇ−０．６％Ｓｉ−
０．２５％Ｃｕ−０．２％Ｃｒ）等が知られている。

【０００４】上記熱処理型Ａｌ合金の代表的な製造方法
は、板製品では例えば溶解鋳造にて鋳塊した後、均質化
熱処理および熱間圧延、必要に応じて冷間圧延を行った
後、溶体化処理および焼入れを行ない、更に必要に応じ
て冷間圧延や引張加工を行ない、材料メーカーから加工
メーカーに出荷され、加工メーカーで最終製品に成形加
工されるのが一般的である。尚最終的に行われる成形加
工としては、例えば引張，曲げ，剪断，張り出し，絞り
およびしごき等が挙げられる。

【０００５】最終製品に成形加工される際、Ａｌ合金中
の結晶粒が大きいと、加工度の低い段階からオレンジピ
ールと称される肌荒れが生じて美観を損ねることがあ
る。このオレンジピールは、表面研磨・研削によりある
程度の手直しが可能であるが、製作工程数が増え、オレ
ンジピールの程度が大きければ大きいほど、手直しに要
する手間や時間は大きくなり、製作コストの増大を招く
ことになる。更に、オレンジピールの程度が顕著な場合
には、手直しもできず製品として使用できないことがあ
る。

【０００６】オレンジピールの防止には結晶粒の微細化
が効果的であることは知られているが、結晶粒を微細化
するほどストレッチャー・ストレインマーク（以下、
「ＳＳマーク」と略称することがある）と称される不均
一変形が生じ易くなるという問題がある。このＳＳマー
クには、引張試験時の応力歪み曲線形状で示したとき
に、降伏点伸びで表されるＡタイプと、降伏後に鋸歯状
で表されるＢタイプがある。このうちＡタイプのＳＳマ
ークは、結晶粒の粗大化によりある程度軽減されるが、
ＢタイプのＳＳマークは加工量の増大に伴い、粗大結晶
粒を有する試料においても顕著に発生するようになる。

【０００７】これらのＳＳマークの発生は、前記オレン
ジピールと同様に、製品表面に肌荒れをもたらし製品の
美観を損ねることになる。従って、ＳＳマークが発生し
た場合においても、研磨・研削等の手直し工程が多くな
って製作コストの増大を招き、ＳＳマークが顕著な場
合、手直しもできず製品として使用できないことがあ
る。

【０００８】上述した様に、結晶粒の粗大化はオレンジ
ピールを、また逆に結晶粒の微細化はＳＳマークを発生
させることになる。結晶粒の微細化は、成形性向上の他
に、材料強度、靭性さらには疲労特性等の向上をもたら
し、最終製品の性能を著しく向上させることが予想され
るにも拘らず、成形法や加工程度によっては、ＳＳマー
クの発生を防止するという観点から、結晶粒径をわざわ
ざ適切な中間サイズに調整して使用されているのが現状
である。

【０００９】上記ＳＳマークの発生は、非熱処理型Ａｌ
合金であるＡｌ−Ｍｇ系合金においても見られ、このＡ
ｌ合金においてＳＳマークの発生を防止する為の各種の
技術が提案されている。例えば特公昭５９−３９５００
号には、Ａｌ−Ｍｇ系合金薄板を冷間加工・高温短時間
焼鈍および特定の冷却速度で冷却することによって、Ｓ
Ｓマークの発生を防止する技術が提案されている。また
特公昭５９−３９５０１号には、Ａｌ−Ｍｇ系合金に高
圧延率で最終冷延を施し、次に最終仕上げ熱処理の高温
短時間焼鈍、更にレベラー等の繰り返し曲げ変形を施す
ことにより、ＳＳマークの発生しない薄板を製造可能で
あることが開示されている。更に、特開平２−１２２０
５４号には、Ａｌ−Ｍｇ系合金熱延板に対して、特定の
中間圧延、中間焼鈍、仕上げ圧延および安定化焼鈍等を
行うことによって、ＳＳマークの発生しないＡｌ−Ｍｇ
系合金が製造可能であることが記載されている。

【００１０】Ａｌ−Ｍｇ系合金においてＳＳマークの発
生を防止する為の技術としては、上記の他に、特開昭６
１−２３２００６号、特開平２−２９０９５３号、同３
−１７３７５２号、同４−１４７９５２号、同５−７６
７７２号、同４−２７６０５０号等、各種の技術が提案
されている。

【００１１】一方、熱処理型Ａｌ合金であるＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系合金においては、例えば特公平４−６９２２０
号には、化学成分組成を特定したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合
金にＺｎを微量添加し、最終溶体化処理後に急冷し、そ
の後ロール矯正やスキンパス圧延等の弱加工を行なうこ
とによってＳＳマークの発生を防止する方法が提案され
ている。

【００１２】また熱処理型Ａｌ合金であるＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ系合金においては、例えば特開平５−１１２８４０
号には、化学成分組成を特定したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金を、特定の条件で均質化熱処理、熱間圧延および冷間
圧延を施した後、急速加熱および冷却を含む高温短時間
焼鈍を行うことによって結晶粒径を４０μｍ以下とし、
特に高温短時間焼鈍後に１００℃まで３０℃／秒以上の
冷却速度で冷却することで、Ｍｇ₂ Ｓｉを固溶状態とす
るＳＳマークの発生を防止する方法が開示されている。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】上記特公昭５９−３９
５００号、同５９−３９５０１号、特開昭６１−２３２
００６号、特開平２−１２２０５４号、同２−２９０９
５３号、同３−１７３７５２号、同４−１４７９５２
号、同５−７８７７２および同４−２７６０５０号の各
技術は、非熱処理型Ａｌ合金であるＡｌ−Ｍｇ系合金を
対象としたものであり、これらの手段では熱処理型Ａｌ
合金であるＡｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金におけるＳＳマーク発生を効果的
に防止することはできない。

【００１４】一方、熱処理型Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を
対象にした前記特公平４−６９２２０号の技術では、Ａ
ｌマトリックス中に残存する溶質原子に転位が固着され
ているため、ＳＳマーク発生の問題を根本的に解決する
ことはできない。また熱処理型Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
を対象にした前記特開平５−１１２８４０号の技術にお
いても、Ａｌマトリックス中に残存する溶質原子に転位
が固着されることになり、ＳＳマーク発生を根本的に解
決することはできない。

【００１５】上記の通り、これまで提案されてい技術で
は、熱処理型Ａｌ合金の最終成形加工時におけるＳＳマ
ークの発生を防止できず、熱処理型Ａｌ合金におけるＳ
Ｓマークの発生を効果的に防止することのできる技術の
確立が望まれているのが実情である。

【００１６】本発明はこうした状況の下になされたもの
であって、その目的は、Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の各熱処理型Ａｌ合金を
製造する際に、最終成形加工時におけるＳＳマークの発
生を効果的に防止することのできる方法を提供すること
にある。

【００１７】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明とは、Ｃｕ：１〜８％を含有すると共に、Ｍｎ：
０．０５〜０．８％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｚ
ｒ：０．０５〜０．１５％，Ｓｃ：０．０５〜１％およ
びＶ：０．０５〜０．１５％よりなる群から選ばれる１
種以上を含有するＡｌ合金を素材とし、この素材を均熱
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℃の熱処理を行なう点
に要旨を有する熱処理型Ａｌ合金の製造方法である。

【００１８】上記方法は、Ａｌ−Ｃｕ系のＡｌ合金を素
材とするものであるが、この素材として、上記化学成分
組成に、２．５％以下のＭｇを含有するＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金を素材としても、本発明の目的が達成される。

【００１９】この方法においては、必要によりＮｉ：
２．４％以下、Ｚｎ：１％以下等を更に含有した素材を
用いることや、Ｆｅの含有量を１．５％未満に抑制した
Ａｌ合金を素材とすることも有効である。

【００２０】本発明の目的は、Ｍｇ：０．２〜２％およ
びＳｉ：０．１〜１．５％を含有すると共に、Ｍｎ：
０．０５〜０．８％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｚ
ｒ：０．０５〜０．１５％，Ｓｃ：０．０５〜１．０％
およびＶ：０．０５〜０．１５％よりなる群から選ばれ
る１種以上を含有するＡｌ合金を素材とし、この素材を
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
う様な構成を採用することによっても、即ちＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系のＡｌ合金を対象にした場合においても達成さ
れる。

【００２１】この方法においては、必要によりＣｕ：１
％以下、Ｎｉ：２．４％以下、Ｚｎ：１％以下等を更に
含有するＡｌ合金を素材を用いることや、Ｆｅの含有量
を１．５％未満に抑制したＡｌ合金を素材とすることも
有効である。

【００２２】

【発明の実施の形態】Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ
系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は析出硬
化型のＡｌ合金であり、溶体化処理および焼入れで、室
温においても時効硬化により強度は増大する。溶体化処
理および焼入れ後、室温中で成形加工を行うと、結晶粒
が微細なほどＳＳマークが顕著に発生し易い。本発明者
は溶体化処理および焼入れ後の熱処理条件とＳＳマーク
発生状況との関係を鋭意研究した結果、溶体化処理およ
び焼入れした後、最終成形加工迄の任意の時期に、４０
〜１２０℃の熱処理を行なえば、最終成形加工時のＳＳ
マークの発生を防止できることを見出した。

【００２３】溶体化処理および焼入れすることにより、
Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−
Ｓｉ−Ｃｕ系の各Ａｌ合金の主添加元素であるＣｕ，Ｍ
ｇおよびＳｉの原子は、マトリックス中へ固溶する。そ
の後例えば室温中に放置する時間の経過に従いこれらの
主添加元素は拡散により移動し、多くの原子が転位に固
着される。この段階で加工等の変形を加えると固着原子
から転位は開放されるが、一度にこの現象が生じると同
一滑り面上で集中的に転位の運動が生じるので、肉眼で
も確認できる程度の滑り線が発生する。これがＡタイプ
のＳＳマークであり、力学的に結晶粒が微細なほど顕著
に生じる。

【００２４】また加工量が大きくなると固着と開放の現
象が交互に生じ、変形強度の増大および現象として現れ
る。このため、応力歪み曲線は鋸歯状を呈する。これが
ＢタイプのＳＳマークであり、結晶粒の大小にかかわら
ず加工量が大きくなると発生する。ＳＳマークの発生を
防止して成形性に優れるＡｌ合金を開発するため鋭意研
究を行った結果、上記の様な熱処理を行い、Ａｌ−Ｃｕ
系，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アル
ミニウム合金の主添加元素であるＣｕ，ＭｇおよびＳｉ
等の溶質原子をＧ．Ｐ．ゾーン化させると、Ｇ．Ｐ．ゾ
ーンには転位の固着効果がないので、Ａ，Ｂ両タイプの
ＳＳマークの発生を効果的に防止できることを見出し、
本発明を完成した。本発明のよる上記効果は、特にＣｕ
原子による寄与が大きいものと考えられる。

【００２５】本発明によって得られるＡｌ合金において
は、特に結晶粒径が５０μｍ程度以下と微細な場合、オ
レンジピールの発生を防止できると共に、Ａ，Ｂ両タイ
プのＳＳマークの発生をも防止できるため、極めて成形
加工性に優れる熱処理型Ａｌ合金を提供できるので好ま
しい。また、ある程度粗大な結晶粒を有する場合でも、
Ａタイプは当然のことＢタイプのＳＳマークの発生をも
防止できるので、成形加工性を向上させることができ
る。

【００２６】本発明方法における熱処理は、溶体化処理
および焼入れ後に、最終成形加工迄の任意の時期に行え
ば良いが、例えば溶体化処理および焼入れ後に、必要に
応じて冷間圧延（例えば、冷間圧延、ロール矯正、スキ
ンパス圧延等）や引張加工（ストレッチ等）を行なう場
合には、この冷間圧延や引張加工を行なう前または後の
どちらか一方または両方で行なう様にすれば良い。また
溶体化処理および焼入れ後に、冷間圧延や引張加工を行
なわない場合には、溶体化処理および焼入れ後に本発明
の熱処理を行なう様にすれば良い。上記の様にして熱処
理を行なった後、最終成形加工を行なうことによって、
最終成形加工時におけるＳＳマークの発生を防止でき
る。尚溶体化処理および焼入れ後に、本発明による熱処
理を行った場合には、その後必要に応じて行われる冷間
圧延および引張加工時に生じるＳＳマークをも防止でき
ることになる。次に、本発明で対象とするＡｌ合金の化
学成分組成について説明する。

【００２７】本発明で対象とするＡｌ合金におけるＣ
ｕ，ＭｇおよびＳｉ等の化学成分は、固溶強化および析
出強化によって、Ａｌ合金の常温および高温強度を向上
させるため必要不可欠な元素である。これらは固溶強化
および析出強化の双方の作用によりＡｌ合金の強度を向
上させる。

【００２８】請求項１に記載したＡｌ合金は、Ａｌ−Ｃ
ｕ系のＡｌ合金に相当するものであり、基本的にＣｕを
含有すると共に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃ，およびＶよ
りなる群から選ばれる１種以上を含むものである。まず
このＡｌ−Ｃｕ系合金における化学成分限定理由につい
て説明する。

【００２９】（Ａｌ−Ｃｕ系合金）Ｃｕ：１〜８％ Ｃｕは上記した様に、固溶強化および析出強化によっ
て、Ａｌ合金の常温および高温強度を向上させるため必
要不可欠な元素である。この系において、Ｃｕの添加量
が１％未満では、固溶・析出硬化の程度が小さく、十分
な強度を得ることができない。一方、Ｃｕの添加量が８
％を超えると、ＣｕＡｌ₃ の組成を有する巨大な晶出物
が発生するため、押出性や鍛造性および常温での成形加
工性が低下する。このため、Ｃｕの添加量は１〜８％と
する必要がある。

【００３０】Ｍｎ：０．０５〜０．８％，Ｃｒ：０．０
５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１５％，Ｓｃ：
０．０５〜１％およびＶ：０．０５〜０．１５％よりな
る群から選ばれる１種以上 Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＳｃおよびＶは、均質化熱処理時に
Ａｌ₂₀Ｃｕ₂ Ｍｎ₃ ，Ａｌ₁₂Ｍｇ₂ Ｃｒ，ＺｒＡｌ₃ お
よびＳｃＡｌ₃ 等の分散粒子を生成する。これら分散粒
子は、再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微
細結晶粒の生成に必要である。これらの効果を得るに
は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，ＳｃおよびＶの添加量は、いず
れも０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、
過剰な添加は、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物
を生成し易く、成形不良原因となる。また特にＺｒの過
剰添加は、ミクロ組織をファイバー状にし易く、特定方
向の破壊靭性および疲労特性、さらには成形性を劣化さ
せる。こうした観点からして、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃ
およびＶの添加量は、夫々０．８％以下，０．３％以
下，０．１５％以下，１％以下および０．１５％以下に
する必要がある。

【００３１】Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金（請求項２に記載
したＡｌ合金）は、基本的には、上記したＡｌ−Ｃｕ系
合金の化学成分組成に、更に所定量のＭｇを含有させた
ものであるが、この系におけるＭｇの作用は下記の通り
である。

【００３２】（Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金）Ｍｇ：２．５％以下 Ｍｇは上記した様に、Ｃｕと同様に、固溶強化および析
出強化によって、Ａｌ合金の常温および高温強度を向上
させるため必要不可欠な元素である。しかしながら、
２．５％を超えて過剰に含有させると、常温強度が高く
なり過ぎ成形性が低下する。従って、この系におけるＭ
ｇの含有量は、２．５％以下にする必要がある。但し、
Ｍｇ添加の効果を有効に発揮させる為には、その添加量
は０．１％以上であることが好ましい。

【００３３】本発明で対象とするＡｌ−Ｃｕ系合金およ
びＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の基本的な化学成分組成は上
記の通りであるが、これらのＡｌ合金には必要によっ
て、所定量のＮｉやＺｎ等を含有させることや、Ｆｅの
含有量を抑制することも有効である。これらの成分の作
用は、下記の通りである。

【００３４】Ｎｉ：２．４％以下 ＮｉはＡｌ中には殆ど固溶せず、凝固時にＡｌとの共晶
反応によってマトリックス中に硬い繊維状のＮｉＡｌ₃
として晶出する。このＮｉＡｌ₃ は高温での強度低下が
少なく、耐熱性を向上させる作用を発揮する。しかしな
がらＮｉの過剰な添加は、粗大なＮｉＡｌ₃ を晶出さ
せ、成形不良原因となる。従って、これらの系における
Ｎｉの含有量は、２．４％以下にする必要がある。但
し、Ｎｉ添加の効果を有効に発揮させる為には、その添
加量は０．８％以上であることが好ましい。

【００３５】Ｚｎ：１％以下 Ｚｎは固溶強化および析出強化により、Ａｌ合金の常温
および高温強度を向上させるのに有効な元素である。但
し、ＺｎはＣｕと同様に、固溶状態では転位を固着して
ＳＳマークを発生させる方向に作用するので、強度の増
大等を目的としてＺｎを添加した場合には、本発明によ
る熱処理を行うことによりＳＳマークの発生を防止する
ことができる。しかしながらＺｎの含有量が１％を超え
ると、耐食性が低下するので、その添加量は１％以下と
する必要がある。尚Ｚｎの添加による効果を有効に発揮
させる為には、その含有量は０．０５％以上であること
が好ましい。

【００３６】Ｆｅ：１．５％未満 Ｆｅの含有量が多くなると、不溶性金属間化合物を生成
し易いので、１．５％以下に規制されることが望まし
い。またＦｅはＡｌ中には殆ど固溶せず、晶出物を形成
し、この晶出物は破壊の起点となるため、Ｆｅの含有量
は０．５％未満に抑制されることが好ましく、より好ま
しくは０．２５％以下に抑制するのが良い。しかしなが
ら、特にＮｉと同時に含有される場合には、Ａｌ₉ （Ｆ
ｅ−Ｎｉ）を形成し、耐熱性を著しく向上させる方向に
作用する。

【００３７】一方、請求項６〜１０に記載したＡｌ合金
は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡｌ合金に相当するもので、
基本的にＭｇおよびＳｉを含有すると共に、Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｚｒ，Ｓｃ，およびＶよりなる群から選ばれる１種
以上を含むものである。このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ−
Ｃｕ系合金における、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｓｃ，および
Ｖ等の化学成分限定理由については、上記Ａｌ−Ｃｕ系
合金およびＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金と共通であるが、Ｍ
ｇおよびＳｉの化学成分限定理由は上記の通りである。

【００３８】（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）Ｍｇ：０．２〜２％ Ｍｇの含有量が０．２％未満では、固溶・析出硬化の程
度が小さく、十分な強度を得ることができない。一方、
２％を超えると、常温強度が高くなり過ぎ、成形性が低
下する。このため、Ｍｇの添加量は０．２〜２％とする
必要がある。

【００３９】Ｓｉ：０．１〜１．５％ Ｓｉの含有量が０．１％未満では、析出硬化の程度が小
さく、十分な強度を得ることができない。一方、１．５
％を超えると、Ｍｇ₂ Ｓｉの組成を有する巨大な晶出物
が発生し易くなり、押出性および鍛造性および常温での
成形加工性が低下する。このためＳｉの添加量は０．１
〜１．５％とする必要がある。

【００４０】本発明で対象とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金には、必要によって所定量のＣｕを含有させることも
有効である。Ｃｕの添加作用は下記の通りである。Ｃｕ：１％以下 Ｃｕを含有させると、Ｍｇ₂ Ｓｉの微細粒子の析出を促
すため、強度は増大する。しかしながら、その含有量が
１％を超えると、常温強度が高くなり過ぎて成形性が低
下すると共に、耐食性が低下する。但し、上記の効果を
発揮させる為には、その含有量は０．０５％以上である
ことが好ましい。

【００４１】本発明で対象とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金においても、前記Ａｌ−Ｃｕ系合金やＡｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系合金と同様に、必要によって上記した量のＮｉやＺ
ｎ等を含有させることや、Ｆｅの含有量を抑制すること
も有効であり、上記と同様の作用を発揮する。

【００４２】本発明で対象とする熱処理型Ａｌ合金に
は、その他必要に応じてＴｉ，Ｈｆ，Ｓｂ，Ｓｒ等の元
素を含むことが許容される。これらの元素は、鋳塊組織
の微細化という作用を発揮するものであるが、成形性の
劣化という観点から、単独または合計で０．３％以下に
することが好ましい。

【００４３】本発明では、上記した様な各種化学成分組
成を有する熱処理型Ａｌ合金を素材とし、この素材を、
例えば板製品では溶解鋳造にて鋳塊した後、均質化熱処
理および熱間圧延を行ない、必要に応じて冷間圧延を行
った後、溶体化処理および焼入れを行い、その後必要に
応じて行われる冷間加工および引張加工の前または後、
あるいは両方において、４０〜１２０℃で熱処理を行な
うことにより製造される。

【００４４】こうした製造工程において、上記溶解鋳
造、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理お
よび焼入れ、必要に応じて行われる冷間圧延および引張
加工等における各製造条件は常法に従って行なわれれば
良く、例えば必要に応じて行われる溶解鋳造は半連続鋳
造法、連続鋳造圧延法のいずれかでも良く、また熱間圧
延後バッチ炉、連続焼鈍炉等で熱処理行なった後冷間圧
延を行ってもよい。

【００４５】溶体化処理および焼入れ条件は、金属間化
合物を再固溶し且つ冷却中の再析出を十分に抑制するた
め、特に本発明で製造されたＡｌ合金材を航空機材に適
用する場合は、ＪＩＳ−Ｗ−１１０３，ＭＩＬ−Ｈ−６
０８８Ｆに規定された条件内にて行うことが望ましい。
また溶体化処理および焼入れ処理後の結晶粒径は、熱間
圧延時のパス数、圧下率および圧延温度範囲等の圧延時
条件と、その後必要に応じて行われる冷間圧延での圧下
率、更には溶体化処理中の昇温速度との組合せにより任
意に調整できる。但し、成形加工時のオレンジピールを
避けるには、溶体化処理焼入れ時の結晶粒径は１００μ
ｍ以下に調整されることが望ましく、溶体化処理に使用
される熱処理炉は、バッチ炉、連続焼鈍炉、溶融塩浴炉
のいずれも適用できるが、結晶粒径を微細にするという
観点からすれば、５℃／分以上の昇温速度で加熱するこ
とがより望ましい。また焼入れは、水浸漬、水噴射、空
気噴射のいずれを採用しても良い。

【００４６】本発明方法で行なわれる熱処理は、バッチ
炉、連続焼鈍炉、熱風ファン、オイルパス、温湯浴槽等
のいずれを採用しても良い。また本発明の熱処理におけ
る条件は、室温程度では溶質原子がＧ．Ｐ．ゾーン化し
ＳＳマーク防止効果を得るまでに長時間を要し実用的で
ないが、例えば４０℃まで加熱すれば３０分の保持でＳ
Ｓマークの発生を防止することができる。また高温まで
加熱すると、時効硬化によって材料強度が高くなり過ぎ
て成形性が低下すると共に、破壊靭性が劣化する。例え
ば１２０℃で２４ｈｒを超える熱処理を行なうと、これ
らの現象が顕著に生じる。このため本発明による熱処理
条件は、４０〜１２０℃で３０分以上２４時間以下で行
なうことが望ましい。但し、成形加工度の割合が小さ
く、ある程度材料強度が高くても成形ができる場合、あ
るいは破壊靭性が問題とならないような部位に使用され
る場合等には、４０〜１２０℃で２４ｈｒを超える条件
で熱処理を行っても良いことは勿論である。

【００４７】本発明方法は、熱処理型Ａｌ−Ｃｕ系，Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の各Ａｌ合
金を心材とし、純Ａｌや７０７２合金を皮材とする合わ
せ材を製造する場合においても適用でき、本発明による
成形加工時のＳＳマーク防止効果が損なわれる訳ではな
い。こうした合わせ材を製造する際には、特にＣｕの心
材成分の皮材中への拡散を低減し耐食性の低下を防止す
るため、心材および皮材を別々に均質化熱処理後、心材
の両側あるいは片側を皮材で被覆後、熱間圧延で圧着し
合わせ材とすることがより望ましい。

【００４８】ところで本発明者らは、熱処理型Ａｌ合金
に、ＺｒおよびＳｃのいずれか一方あるいは両方を添加
する場合には、成形加工段階でのＡｌ−Ｚｒ系分散粒子
およびＡｌ−Ｓｃ系分散粒子のサイズを３５〜４５０Å
に、間隔を０．００５〜０．６μｍになる様に、化学成
分組成や均質化熱処理を含む熱処理を制御すれば、耐熱
性を向上させることができることを見い出し、先に特許
出願しているが（平成７年９月３０日付出願、発明の名
称：「耐熱性に優れたＡｌ合金」）、こうした発明の構
成に、本発明による熱処理を付加すれば、上記効果と共
にＳＳマークの発生も防止できるので極めて有効であ
る。

【００４９】また本発明者らは、熱処理型Ａｌ合金にお
いて晶出物間距離を８５μｍ以上とし、且つＡｌ−Ｍｇ
系分散粒子サイズ、Ａｌ−Ｃｒ系分散粒子サイズおよび
Ａｌ−Ｚｒ系分散粒子サイズを、夫々４０００Å以上、
１０００Å以上および３００Å以上の少なくともいずれ
かを満足する様に、化学成分組成、均質化熱処理および
熱間圧延等を制御すれば、破壊靭性や疲労特性を向上さ
せることができることを見い出し、先に特許出願してい
るが（特願平７−８９４０９号）、こうした発明の構成
に、本発明による熱処理を付加すれば、上記効果と共に
ＳＳマークの発生も防止できるので極めて有効である。

【００５０】尚本発明方法は、熱処理型Ａｌ合金展伸材
であればいずれでも適用できるものであり、対象とする
Ａｌ合金は、板材、形材および鍛造材を問わないことは
勿論である。また本発明による熱処理は、Ａｌマトリッ
クス中の溶質原子の制御を目的に行うものであり、この
ため本発明に定める熱処理温度域に溶体化熱処理温度か
ら直接焼入れし、その後本発明に定める熱処理条件で処
理を行っても良く、こうした構成を採用しても本発明の
効果が得られる。更に、例えばＡｌ合金がＯ材（焼まな
し材）であっても、ＳＳマークが発生し易い場合には、
本発明による熱処理を追加して行なうことも有効であ
り、これによってＳＳマークの発生を防止することがで
きる。

【００５１】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
でななく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

【００５２】

【実施例】下記実施例においてはいずれも、結晶粒は溶
体化処理および焼入れ後、板表面から約０．０５〜０．
１ｍｍまで機械研磨した後、電解エッチングし光学顕微
鏡を用いて観察した。このとき粒径は、Ｌ方向でライン
インターセプト法にて測定した。また１測定のライン長
は５００μｍとし、１視野当たり各５本で計５視野観察
することにより全測定ライン長を５００×２５（μｍ）
とした。またＳＳマークの評価は、応力歪み曲線形状を
用いて行なった。引張試験は、ＪＩＳ５号試験片を用い
てクロスヘッド速度５ｍｍ／分で圧延方向と直角方向に
引張を行なった。このときＳＳマークのＡタイプの評価
には、降伏伸びを使用し、発生した場合を×、発生しな
い場合を○と評価した。一方Ｂタイプの評価には、応力
歪み曲線において鋸歯状曲線が発生した場合を×、発生
しない場合を○とした。

【００５３】実施例１ Ｃｕ：４．４％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６％，Ｆ
ｅ：０．２５％，Ｓｉ：０．２０％，Ｚｎ：０．０６
％，Ｔｉ：０．０６％を夫々含有し、残部が不純物とＡ
ｌとからなるＡｌ合金を、溶解鋳造して４４０ｍｍ厚の
鋳塊とした。片面当たり３０ｍｍ、両面で６０ｍｍの面
削を行った後、４８０℃で１２ｈｒの均質化熱処理を行
ない、熱間圧延を開始温度４５０℃、終了温度３４０℃
にて４．２ｍｍ厚まで行ない、その後冷間圧延にて２．
５ｍｍ厚の板とした。この冷間圧延材を、硝石炉で４９
４℃×３５分間の溶体化処理を行なった後、直ちに水焼
入れして供試材とし、下記表１に示す熱処理を行なっ
た。尚得られた供試材の結晶粒径ｄＬは約２５μｍであ
った。熱処理を行なった後の供試材における引張特性
（引張強さσ_B ，０．２％耐力σ_0.2 ，伸びδ）やＳＳ
マーク発生状況を、熱処理条件と共に下記表１に示す。

【００５４】

【表１】

【００５５】表１から明らかな様に、本発明による熱処
理を行うことによって、良好な引張特性を維持したまま
ＳＳマークの発生を防止できることが分かる。

【００５６】実施例２ Ｃｕ：４．４％，Ｍｇ：１．５％，Ｍｎ：０．６％，Ｆ
ｅ：０．２５％，Ｓｉ：０．２０％，Ｚｎ：０．０６
％，Ｔｉ：０．０６％を夫々含有し、残部が不純物とＡ
ｌとからなるＡｌ合金を、溶解鋳造して４４０ｍｍ厚の
鋳塊とした。片面当たり３０ｍｍ、両面で６０ｍｍの面
削を行った後、４８０℃で１２ｈｒの均質化熱処理を行
ない、熱間圧延を開始温度４５０℃、終了温度３４０℃
にて４．２ｍｍ，３．３ｍｍ，２．８ｍｍの３種類の板
厚まで行ない、その後冷間圧延にて２．５ｍｍ厚の板と
した。これらの冷間圧延材を、硝石炉で４９４℃×３５
分間の溶体化処理を行なった後、直ちに水焼入れし供試
材とした後、下記表２に示す熱処理を行なった。尚得ら
れた供試材の結晶粒径ｄＬは、熱間終了厚４．２ｍｍ材
は２５μｍ、３．３ｍｍ材は５０μｍ、２．８ｍｍ材は
８０μｍであった。熱処理を行なった後の供試材におけ
る引張特性（引張強さσ_B ，０．２％耐力σ_0.2 ，伸び
δ）やＳＳマーク発生状況を、熱処理条件と共に下記表
１に示す。

【００５７】

【表２】

【００５８】表２から明らかな様に、本発明による熱処
理を行うことによって、良好な引張特性を維持したまま
ＳＳマークの発生を防止できることが分かる。

【００５９】実施例３ Ｃｕ：５．２％，Ｆｅ：０．３５％，Ｓｉ：０．３０
％，Ｔｉ：０．０６％を夫々含有し、残部が不純物とＡ
ｌとからなるＡｌ合金を、溶解鋳造して５０ｍｍ厚の鋳
塊とした。片面当たり３ｍｍ、両面で６ｍｍの面削を行
った後、４９０℃×８ｈｒの均質化熱処理を行ない、直
ちに５ｍｍ厚さまで熱間圧延を行い、その後冷間圧延を
行ない、２．５ｍｍ厚の板とした。冷間圧延を４９４℃
×３５分間の溶体化処理後直ちに水焼入れし、２％のス
トレッチを行った後、下記表３に示す熱処理を行った。
なお、供試材の結晶粒径ｄＬは約２５μｍであった。熱
処理を行なった後の供試材の引張特性（引張強さσ_B ，
０．２％耐力σ_0.2 ，伸びδ）やＳＳマーク発生状況
を、熱処理条件と共に下記表３に示す。

【００６０】

【表３】

【００６１】表３から明らかな様に、本発明による熱処
理を行うことによって、良好な引張特性を維持したまま
ＳＳマークの発生を防止できることが分かる。

【００６２】実施例４ Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．６％，Ｃｕ：０．２％，Ｃ
ｒ：０．２％，Ｆｅ：０．２５％，Ｚｎ：０．０７％，
Ｔｉ：０．０５５％を夫々含有し、残部が不純物とＡｌ
とからなるＡｌ合金を、溶解鋳造して５０ｍｍ厚の鋳塊
とした。片面当たり３ｍｍ、両面で６ｍｍの面削を行っ
た後、４５０℃で６ｈｒの均質化熱処理を行い、直ちに
３ｍｍ厚さまで熱間圧延を行い、続けて冷間圧延を行い
２．５ｍｍ厚の板とした。冷間圧延を５２０℃×３０分
間の溶体化処理後直ちに水焼入れし、レベラーで焼入れ
歪を矯正後、下記表４に示す熱処理を行なった。尚得ら
れた供試材の結晶粒径ｄＬは約３５μｍであった。熱処
理を行なった後の供試材における引張特性（引張強さσ
_B ，０．２％耐力σ_0.2 ，伸びδ）やＳＳマーク発生状
況を、熱処理条件と共に下記表４に示す。

【００６３】

【表４】

【００６４】表４から明らかな様に、本発明による熱処
理を行うことによって、良好な引張特性を維持したまま
ＳＳマークの発生を防止できることが分かる。

【００６５】実施例５ Ｍｇ：１．０％，Ｓｉ：０．６％，Ｃｕ：０．２％，Ｃ
ｒ：０．１８％，Ｆｅ：０．２０％，Ｚｎ：０．０６
％，Ｔｉ：０．０６％を夫々含有し、残部が不純物とＡ
ｌとからなるＡｌ合金を溶解鋳造し５０ｍｍ厚の鋳塊と
した。片面当たり３ｍｍ、両面で６ｍｍの面削を行なっ
た後、４５０℃で６ｈｒの均質化熱処理を行ない、直ち
に３ｍｍ厚さまで熱間圧延を行ない、続けて冷間圧延を
行ない２．５ｍｍ厚の板とした。冷間圧延を５２０℃×
３０分間の溶体化処理後直ちに水焼入れし、レベラーで
焼入れ歪を矯正後、下記表５に示す熱処理を行なった。
このとき、２．５ｍｍ厚の冷間圧延板を４１５℃で２．
５ｈｒの焼鈍後、３０℃／ｈｒの冷却速度で冷却したも
のを比較材（Ｏ材）とした。尚得られた供試材の結晶粒
径ｄＬは、発明例および比較例で夫々約３３μｍおよび
３７μｍであった。熱処理を行なった後の供試材および
比較材における引張特性（引張強さσ_B ，０．２％耐力
σ_0.2 ，伸びδ）やＳＳマーク発生状況を、供試材の熱
処理条件と共に下記表５に示す。

【００６６】

【表５】

【００６７】表５から明らかな様に、本発明による熱処
理を行うことによって、良好な引張特性を維持したまま
ＳＳマークの発生を防止できることが分かる。

【００６８】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、Ｓ
Ｓマークが発生しない熱処理型Ａｌ合金の製造方法が確
立できた。またこうした熱処理型Ａｌ合金が得られるこ
とによって、（１）成形加工後の美観を保ち、（２）成
形加工後の手直し等に要する工数を減らし加工コストを
低減し、（３）成形可能限界を拡大することができ、任
意の形状に成形が可能であるという効果も得られる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 友晴 栃木県真岡市鬼怒ケ丘15番地 株式会社神 戸製鋼所真岡製造所内

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃｕ：１〜８％（質量％の意味、以下同
   じ）を含有すると共に、Ｍｎ：０．０５〜０．８％，Ｃ
   ｒ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．１５
   ％，Ｓｃ：０．０５〜１％およびＶ：０．０５〜０．１
   ５％よりなる群から選ばれる１種以上を含有するＡｌ合
   金を素材とし、この素材を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を特徴とする最終成形
   加工時にストレッチャー・ストレインマークの発生しな
   い熱処理型Ａｌ合金の製造方法。
2. 【請求項２】 更に、Ｍｇ：２．５％以下を含有するＡ
   ｌ合金を素材とする請求項１に記載の製造方法。
3. 【請求項３】 更に、Ｎｉ：２．４％以下を含有するＡ
   ｌ合金を素材とする請求項１または２に記載の製造方
   法。
4. 【請求項４】 更に、Ｚｎ：１％以下を含有するＡｌ合
   金を素材とする請求項１〜３のいずれかに記載の製造方
   法。
5. 【請求項５】 Ｆｅの含有量を１．５％未満に抑制した
   Ａｌ合金を素材とする請求項１〜４のいずれかに記載の
   製造方法。
6. 【請求項６】 Ｍｇ：０．２〜２％およびＳｉ：０．１
   〜１．５％を含有すると共に、Ｍｎ：０．０５〜０．８
   ％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．０５〜０．
   １５％，Ｓｃ：０．０５〜１％およびＶ：０．０５〜
   ０．１５％よりなる群から選ばれる１種以上を含有する
   Ａｌ合金を素材とし、この素材を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を特徴とする
   最終成形加工時にストレッチャー・ストレインマークの
   発生しない熱処理型Ａｌ合金の製造方法。
7. 【請求項７】 更に、Ｃｕ：１％以下を含有するＡｌ合
   金を素材とする請求項６に記載の製造方法。
8. 【請求項８】 更に、Ｎｉ：２．４％以下を含有するＡ
   ｌ合金を素材とする請求項６または７に記載の製造方
   法。
9. 【請求項９】 更に、Ｚｎ：１％以下を含有するＡｌ合
   金を素材とする請求項６〜８のいずれかに記載の製造方
   法。
10. 【請求項１０】 Ｆｅの含有量を１．５％未満に抑制し
    たＡｌ合金を素材とする請求項６〜９のいずれかに記載
    の製造方法。