JP5329746B2

JP5329746B2 - 温間成形用アルミニウム合金板

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Publication number: JP5329746B2
Application number: JP2006193113A
Authority: JP
Inventors: 克史松本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-07-13
Filing date: 2006-07-13
Publication date: 2013-10-30
Anticipated expiration: 2026-07-13
Also published as: JP2008019483A

Description

本発明は、温間でプレス成形などの成形加工を行なう温間成形用のAl−Mg−Si系合金板に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、板状に、圧延、押出、鍛造、鋳造などによって製造されたアルミニウム合金を言う。以下、アルミニウムをAl、Al−Mg−Si系合金板を6000系Al合金板とも言う。

周知の通り、従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、各種アルミニウム合金板が、合金毎の各特性に応じて汎用されている。

これらのアルミニウム合金板は、多くの場合、プレス成形などで成形されて、上記各用途の部材や部品とされる。このため、従来から、比較的成形性の良いAl−Mg系合金（5000系Al合金）板が用いられてきた。

これに対して、6000系Al合金板は、Mg量などの合金量が多い5000系などのAl合金に比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら6000系Al合金板のスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の6000系Al合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。また、6000系Al合金板は、基本的には、Si、Mgを必須として含み、優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効 (硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できるBH性 (ベークハード性、人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) を有する。

しかし、6000系Al合金板は、5000系Al合金板に比べてプレス成形性が良くない。このため、これまで、素材板側の特性を改善するために、MgやSi以外の第三、四元素を添加し、或いは合金元素の添加に併せて、結晶粒径、晶析出物の分散状態、粒界析出物、などのミクロ組織を制御する冶金的な改善が種々方法が種々試みられてきた。

一方、プレス成形の加工側からもAl合金板の成形性を向上させる方法が提案されている。その一つの例は温間成形である。この温間成形は、例えば、パンチ部分を室温に、ダイス部分を温間にして、板を成形する方法である。この温間成形は、熱間成形やブロー成形などに比して比較的低温であり、高温で板の特性が変わる恐れがなく、Al合金板の成形性は大きく改善される。

この温間成形によるアルミニウム合金板の成形が、従来から種々提案されている。例えば、温間成形性に優れた5000系アルミニウム合金板が提案されている (特許文献１、２参照) 。

また、 Fe ：0.５〜2.０wt％、Mn：0.０１〜0.６wt％、鋳造組織微細化剤0.１０wt％以下を各々含有し、残部Alと不可避的不純物からなる特定組成のアルミニウム合金板におけるFe、Mnの固溶量を特定値以下に規定し、温間加工温度範囲200 〜300 ℃における引張伸びが65% 以上と高い、温間成形性に優れたアルミニウム合金板が提案されている (特許文献３参照) 。

更に、樹脂を挟む２枚のAl板を、Alを含有するはんだ材料により、予め固定し、温間成形時での加熱による樹脂剥離を極力抑え、板ズレを防止した制振Al板の温間成形も提案されている (特許文献４、５参照) 。
特開平４−７２０３０号公報 (特許請求の範囲) 特開平７−３１０１３７号公報 (特許請求の範囲) 特開２００２−３４８６２５号公報 (特許請求の範囲) 特開平１１−２２１８７６号公報 (特許請求の範囲) 特開２０００−３１７５３４号公報 (特許請求の範囲)

ただ、6000系Al合金板の温間成形については、これまで、あまり提案されていない。また、例えば、前記特許文献１などのように、温間成形用のアルミニウム合金板の温間加工温度範囲200 〜300 ℃における引張伸びなどの高温の特性を高くしても、Al−Mg−Si系の6000系Al合金板では、温間成形性が向上するとは限らない。

即ち、合金系が違えば、温間成形性が向上するメカニズムが違い、当然、温間成形性を向上させる手段も違ってくる。つまり、6000系Al合金板の温間成形性を向上させる手段は、これまで必ずしも明確ではなかった。

本発明はこのような課題を解決するためになされたものであって、その目的は温間成形性を向上させた6000系Al合金板を提供することである。

この目的を達成するために、本発明温間成形用アルミニウム合金板の要旨は、Al−Mg−Si系合金板が、質量% で、Si:0.95 〜1.40%、Mg:1.00 〜2.30%を含み、かつ、これらSiとMgとの含有量がMg₂Si組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲であり、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si組成バランスからのずれが各々＋0.5at%以下の範囲であり、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる鋳塊を均質化熱処理後、250 ℃以上、500 ℃以下の開始温度で熱間圧延し、この熱延板を荒鈍を省略した上で冷間圧延を行った後に溶体化処理を行い、この溶体化処理後の焼入れ終了温度を50〜140 ℃と高くした後に、直ちに50〜140 ℃の範囲に再加熱乃至そのまま保持して行うか、あるいは、前記溶体化処理後に常温まで焼入れ処理した後に、直ちに50〜140 ℃の範囲に再加熱して製造された冷延板であり、調質処理後のこの板の特性として、圧延方向に対し直角方向のJIS Z2201 の5 号試験片（幅25mm×標点距離50mm×板厚）をJIS Z2241(1980）の金属材料引張り試験方法に基づいて引張り試験した、200 〜300 ℃における局部伸びが20% 以上で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 以上であることとする。

本発明温間成形用アルミニウム合金板では、温間成形性の向上を保証するために、前記アルミニウム合金板が、質量% で、Si:0.30 〜1.8%、Mg:0.45 〜2.6%を含み、その他の元素として、Fe:0.15%以下、Ti:0.05%以下、Mn:0.2%以下、Cr:0.3%以下、Zr:0.3%以下、Cu:0.3% 以下、Zn=0.4% 以下の含有まで許容し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなることが好ましい。

温間成形では、パンチ（底部）部分を比較的低温に、ダイス部分を比較的高温にして成形する。これをアルミニウム合金板の材料面から言うと、板のフランジ部分（ダイス周縁部と板押さえ部とで挟まれる板部分）が比較的高温となる一方、板のパンチされる部分は比較的低温となる。

温間成形において、板のパンチされる部分を比較的低温とする理由は、板のパンチされる部分は、パンチによる荷重負担部（特にパンチ底部との当接部）であり、破断強度が高い方が良いためである。

これに対して、板のフランジ部分（ダイス部分）を比較的高温とする理由は、板のフランジ部分では、板が変形してダイス内に材料流入するため、この板の変形のためには、変形抵抗を下げ、材料の流れ込み抵抗の最大値を下げる必要性があるからである。

したがって、アルミニウム合金板のパンチされる部分は、先ず板のフランジ部分として加熱されて変形抵抗を下げられ、材料の流れ込み抵抗の最大値を下げられた後で、板のパンチされる部分は、パンチ底部との当接部として、冷却されて破断強度が上げられる。

このことから、材料的には、アルミニウム合金板のパンチされる部分は、板のフランジ部分として加熱された際の流動応力が低く、パンチ底部との当接部として冷却された際の破断強度が高い方が良い。即ち、冷却された際の破断強度と、加熱された際の流動応力との差が大きい特性の方が成形性が良いこととなる。

本発明では、この特性をSiとMgとの互いの含有量のバランスによって達成する。即ち、含有するSiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲であり、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが各々＋0.5at%以下の範囲とする。これによって、この板の特性として、200 〜300 ℃における局部伸びが20% 以上で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 以上であることを可能とし、温間成形性を向上させる。

以下に、本発明の実施の形態につき、各要件ごとに具体的に説明する。

(アルミニウム合金板温間特性)
本発明温間成形用アルミニウム合金板は、温間成形性を向上させるために、前提として、ある程度の伸びや延性を有することが必要である。実際の温間成形では、摩擦抵抗などにより材料の流入が困難となったり、張出要素が必要な変形部位が発生するからである。このため、温間成形性が良いためには「ある程度以上の」伸びや延性、そして強度が前提として必要となる。

このため、本発明では、Al−Mg−Si系合金板の特性として、200 〜300 ℃における局部伸びが20% 以上で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 以上であることとする。この局部伸びが20% 未満では、また、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 未満では、材料の成形性が低くすぎて、温間成形性が向上しない。

この局部伸びと全伸びとの測定は、引張試験における試験材料温度を200 〜300 ℃とする。勿論、この材料温度によって、局部伸びと全伸びとは変化するものの、200 〜300 ℃という温度範囲は、温間成形で汎用される温度域を示している。本発明では、この汎用される温度域での伸びを規定したいがために、200 〜300 ℃という温度範囲で規定した。

(Al合金組成)
この局部伸びと全伸びに対する比率を達成し温間成形性を向上させるために、本発明Al−Mg−Si系合金板では、含有するSiとMgとの組成バランスが重要となる。この点、本発明ではAl−Mg−Si系合金板が含有するSiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲であり、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが各々0.5at%以下の範囲であり、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるものとする。

図１に、本発明が規定するMg₂Si 組成相当の含有量での0.25〜1.25 at%の範囲と、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが0.5at%以下の範囲とを、縦軸のSi含有量(at%) と横軸のMg含有量(at%) との関係で各々示す。

これらの含有するSiとMgとの組成バランスによって、材料的には、アルミニウム合金板のパンチされる部分は、板のフランジ部分として加熱された際の流動応力が低く、パンチ底部との当接部として冷却された際の破断強度が高くなる。即ち、冷却された際の破断強度と、加熱された際の流動応力との差が大きい特性となり、温間成形性が向上する。

(Mg₂Si組成相当の含有量)
SiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で0.25at% 未満では、固溶したMgやSi量が確保できず、局部伸びが低くなり、温間成形性が低下する。また、成形後の強度も低下する。一方、SiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で1.0 at% を越えた場合には、粗大なMg₂Si や単体Siが析出して、これが破壊の起点となって、やはり、局部伸びが低くなり、温間成形性が低下する。したがって、Al−Mg−Si系合金板が含有するSiとMgとは、Mg₂Si 組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲とする。

(Si とMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれ)
SiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが、SiとMgのいずれかでも、0.5at%の範囲を越えてずれた場合には、温間成形性が低下する。

Siの含有量が少な過ぎ、或いはMgの含有量が多過ぎ、Mg₂Si バランスからのずれが0.5at%を越えた場合には、固溶したSi量が確保できず、局部伸びが低くなり、温間成形性が低下する。また、温間成形後の強度も低下する。

その一方で、Siの含有量が多過ぎ、或いはMgの含有量が少な過ぎ、Mg₂Si バランスからのずれが0.5at%を越えた場合には、固溶したMg量が確保できず、また、粗大な単体Siの析出量が増大し、これが破壊の起点となって、やはり、局部伸びが低くなり、温間成形性が低下する。

したがって、Al−Mg−Si系合金板が含有するSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが各々0.5at%以下の範囲とする。

(残部組成)
含有するSiとMgとの組成バランスによる、局部伸びと全伸びに対する比率の規定達成と、温間成形性の向上を保証するために、本発明Al−Mg−Si系合金板では、残部組成は、基本的にアルミニウムおよび不可避的不純物からなるものとする。

この不可避的不純物として、温間成形性や後述する自動車材パネル用などとして要求される諸特性を阻害しない範囲で、Fe、Ti、Mn、Cr、Zr、V 、Cu、Znあるいはその他の元素を含むことを許容する。これら合金元素以外のその他の合金元素やガス成分も不純物である。

しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Al地金だけではなく、6000系合金やその他のAl合金スクラップ材、低純度Al地金などを溶解原料として使用して、本発明Al合金組成を溶製する場合には、これら他の元素は必然的に含まれることとなる。このため、本発明では、上記した通り、目的とする本発明効果を阻害しない量だけ、これら不純物元素が含有されることを許容する。

(自動車パネル材用組成)
一方、本発明が対象とするAl−Mg−Si系の6000系Al合金板では、前記した自動車パネル材用などとして、主目的である温間成形性以外にも、優れた曲げ加工性、BH (ベークハード) 性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような諸特性や温間成形性を保証するために、Si、Mg各々の含有量範囲を更に規定し、その他の元素の許容量を規定することが好ましい。

このような組成として、具体的には、本発明温間成形用アルミニウム合金板が、質量% で、Si:0.30 〜1.8%、Mg:0.45 〜2.6%を含み、その他の元素として、Fe:1.0% 以下、Ti:0.05%以下、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:0.3%以下、Cu:1.0% 以下、Zn=1.0% 以下の含有まで許容し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなることが好ましい。上記その他の元素は基本的には不純物であるが、地金以外にスクラップを溶解原料として多量に使用した場合には、これらの元素が混入される可能性が高い。そして、これらを例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。また、実質量含有しても本発明目的や効果を阻害しない含有範囲があり、この範囲では各々の含有効果もある。したがって、上記各規定する量以下の範囲での含有を許容する。

Si:0.30 〜1.8%。
SiはMgとともに、自動車パネル材用などとして、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温短時間の人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮する。これによって、例えば、自動車のアウタパネルとして必要な強度（耐力）を得ることができ、プレス成形性、ヘム (曲げ) 加工性などの諸特性を兼備できる。

Si量が0.30% 未満では、上記時効硬化能、プレス成形性などが低下する。一方、Siが1.8%を越えて含有されると、却ってヘム加工性やプレス成形性が低下する。更に、溶接性を著しく阻害する。

Mg:0.45 〜2.6%。
Mgは、自動車パネル材用などとして、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Siとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、前記自動車アウタパネルとして必要な耐力を得る。

Mgの0.45% 未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このため自動車アウタパネルとして必要な前記耐力が得られない。一方、Mgが2.6%を越えて含有されると、却ってヘム曲げ加工性やプレス成形性を低下させる。

Cu:1.0%以下
Cuは、前記低温短時間の人工時効処理の条件で、Al合金材組織の結晶粒内への強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させ、高耐力を得やすい効果がある。また、固溶したCuは成形性を向上させる効果もある。ただ、Cuは耐食性を低下させる。このため、Cuは1.0%以下の含有を許容する。

Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:1.0%以下
これらの遷移元素には、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。但し、これらは、溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、Al合金板の機械的性質を低下させる。また、曲げ加工性やフラットヘム加工性も低下させる。このため、Mn:1.0% 以下、Cr:0.3% 以下、Zr:0.3% 以下、V:1.0%以下までの含有を許容する。

Ti:0.05% 以下
Tiは鋳塊の結晶粒を微細化する効果がある。但し、Tiは粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。したがって、Ti:0.05%以下までの含有は許容する。

Fe:1.0%以下
溶解原料から混入して、不純物として含まれるFeは、晶出物を生成し、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止して微細粒とする効果もある。しかし、これらの晶出物は、破壊靱性および疲労特性、更には、曲げ加工性、フラットヘム加工性およびプレス成形性を低下させる。このため、Feの1.0%までの含有は許容する。

Zn:1.0%以下
Znは耐蝕性を低下させる。このため、Znは1.0%までの含有は許容する。

(製造方法)
次ぎに、本発明Al合金板の製造方法について以下に説明する。本発明で言うアルミニウム合金板とは、板状に、圧延、押出、鍛造、鋳造などによって製造されたアルミニウム合金、これを溶体化および焼入れ処理などの調質処理したアルミニウム合金であって良い。この内、代表的な圧延板の製造方法を以下に説明する。

圧延板の製造方法では、上記した成分組成のAl合金鋳塊を、均質化熱処理後、熱間圧延し、更に冷間圧延した後に、溶体化および焼入れ処理する、工程的には常法と同じである。但し、ヘム曲げ性およびベークハード性を兼備させるためには、特に、均質化熱処理条件と、溶体化および焼入れ処理後の予備時効処理条件などを特に制御するなど、好ましい製造工程条件がある。

(溶解、鋳造)
先ず、溶解、鋳造工程では、上記6000系成分規格範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（DC鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。

(均質化熱処理)
次いで、前記鋳造されたAl合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、450 ℃以上の均質化温度で、融点未満の温度が適宜選択される。この均質化熱処理は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。

熱処理温度が450 ℃より低いと鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、十分な強度を得ることができず、かつ、破壊の起点として作用するため、プレス成形性及びヘム曲げ性が劣化する。また、均質化熱処理時間は、鋳塊の厚みにもより、0.5 〜6hr の範囲から選択することが好ましい。均質化熱処理時間が短過ぎると鋳塊の粒内偏析を十分になくすことができず、これが破壊の起点として作用する可能性がある。

(熱間圧延)
本発明では、熱間圧延条件に関しては特に制約はないが、好ましくは熱間圧延開始温度が低い方が熱延中の析出促進及び析出物粗大化を抑制し、また粗大な再結晶粒の形成を抑制し、強度や成形性を劣化させない。好ましくは500 ℃以下、さらに好ましくは400 ℃以下で、下限は好ましくは250 ℃以上、さらに好ましくは300 ℃以上である。これよりも温度が高い場合、析出物が粗大化し、また再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、強度や成形性を低下させる。また、熱間圧延開始温度が250 ℃未満では、熱間圧延自体が困難となる。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は、必要に応じて行なう。製造の効率化や製造コストの低減のために省略し、熱延板を予め焼鈍を施こすことなく、冷間圧延を行っても良い。

(冷間圧延)
熱間圧延の後に冷間圧延を行なって、所望の板厚の冷延板 (コイルも含む) を製作する。

(溶体化および焼入れ処理)
溶体化処理の条件は、後の低温短時間の人工時効硬化処理により析出して、強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に固溶させるために、好ましくは500 ℃以上、融点以下までの温度範囲で行う。

続く溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にSi、Mg₂Si などが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンによる強制空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用い、冷却速度を100 ℃/ 分以上の急冷とすることが好ましい。

本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性を高めるため、溶体化焼入れ処理後のクラスターの生成を抑制し、GPゾーンの析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、50〜140 ℃の温度範囲に1 〜24時間の必要時間保持することが好ましい。

この予備時効処理として、溶体化処理後の焼入れ終了温度を50〜140 ℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、直ちに50〜140 ℃に再加熱して行う。また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。

この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。

（温間成形方法）
次に、本発明6000系Al合金板が適用されて好ましい温間成形方法を以下に説明する。
本発明6000系Al合金板は、深絞り、張出などの種々の温間でのプレス成形に適用できる。言い換えると、温間成形方法自体は、深絞り、張出などの通常のプレス成形が適用できる。また、これらの温間成形方法で使用するプレス装置も、通常の温間成形用プレス機が適用できる。

図2 のプレス成形機の断面図を用いて、深絞りを意図したプレス成形を説明する。図2 において、１は成形される6000系アルミニウム合金板、５はパンチ（パンチ）、６はダイス（金型）、７は板押さえである。そして、２は板押さえ７とダイス（金型）６によって挟持された板１の周囲のフランジ部分、３は板１のダイス６内に流入した筒状成形品の筒壁部分、４はパンチ５の底部に当接して成形（荷重負荷）される筒状成形品の筒底部分である。

ここで、好ましい温間成形方法としては、板１のフランジ部分２をダイス６内に流入しやすくするために、この板１のフランジ部分２を１５０〜４００℃の比較的高温とする。このために、この板１のフランジ部分２を加熱する。この加熱方法は、プレス機に導入する前に予めヒーターや炉などを用いて、板全体か、板１のフランジ部分２のみを加熱するか、または、図示するダイス６および／または板押さえ７をヒーター８などで加熱して、プレス機に導入後に板１の周囲のフランジ部分２を部分的に加熱する。

本発明では、前記した通り、温間成形される6000系Al合金板の含有するSiとMgとの組成バランスによって、Al合金板のパンチされる部分は、板のフランジ部分として加熱された際の流動応力が低く、パンチ底部との当接部として冷却された際の破断強度が高くしている。即ち、冷却された際の破断強度と、加熱された際の流動応力との差が大きい特性となり、温間成形性を向上させている。

ただ、この加熱温度は１５０℃以上とすることが好ましい。この加熱温度が１５０℃未満では、加熱温度が低過ぎ、通常の室温成形と変わりなくなり、本発明6000系Al合金板であっても、温間成形自体の利点が損なわれる。

一方、この加熱温度が４００℃を越えた場合、温度が高過ぎ、本発明6000系Al合金板であっても、材料のダイス６への流入量が多くなり過ぎる可能性があり、成形品にしわが発生しやすくなる。

これに対して、板１のパンチされる部分として、パンチ５のコーナー部に当接する板３のコーナー部や、パンチ５の底部に当接する板４の部分を、破断強度を高めるために、１００℃以下の比較的低温とする。

このために、前記加熱された板を冷却する必要があり、パンチ５の底部を循環水により冷却するなどして、１００℃以下の比較的低温とする。なお、１００℃以下の下限の温度については、パンチ５による板４の冷却能力にも依るが、室温程度となる。

ただ、この温度が１００℃を越えた場合、本発明6000系Al合金板であっても、パンチ５のコーナー部に当接する板３のコーナー部や、パンチ５の底部に当接する板４の部分の破断強度が低くなり、成形途中で割れが生じる可能性が高くなる。

このような温間成形条件と、本発明6000系Al合金板の含有するSiとMgとの組成バランスによって、更に温間成形性が向上する。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す1 〜9 （発明例）、10〜16（比較例）の各組成およびSiとMgとの組成バランスを有する6000系Al合金板を製造し、これを各々温間成形し、その成形性を評価した。

各試験材Al合金板の、より具体的な共通する製造条件は以下の通りである。表1 に示す各組成の500mm 厚さ、2000mm幅、7m長さの鋳塊を、DC鋳造法により溶製後、480 ℃×2 時間の均質化熱処理を施した。この均質化熱処理後に、開始温度390 ℃、終了温度280 ℃として、厚さ2.5mmtまで熱間圧延した。この熱延板を、荒鈍を省略した上で、直接冷間圧延を行い、厚さ1.0mmtの冷延板コイルを得た。この板コイルを、連続炉で550 ℃×数秒の溶体化処理後に、300 ℃/ 分の冷却速度で室温まで冷却する水焼入れ処理を行った。その後、直ちに、70℃の温度に再加熱して、この温度範囲に2 時間保持するなどの一連の調質処理を行なった。

（供試板引張特性）
これら調質処理後の各板から供試板 (ブランク) を切り出し、300 ℃における板の機械的な温間特性(As 特性) を調査、評価した。300 ℃における板の局部伸び（％）、全伸び（％）、（局部伸び／全伸び）×100 （％）の結果を表2 に各々示す。

引張り試験は、具体的には、上記調質処理後の板から、圧延方向に対し直角方向のJIS Z2201 の5 号試験片（幅25mm×標点距離50mm×板厚）を採取し、300 ℃で引張り試験を行った。この引張り試験はJIS Z2241(1980）（金属材料引張り試験方法）に基づいた。また、クロスヘッド速度は5mm / 分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

（供試板成形性）
また、上記調質処理後の板から供試板 (ブランク) を切り出し、図２に示すプレス機を用いて、温間成形試験により、限界絞り比（LDR ）の評価を行なった。これらの結果を表２に各々示す。

この際、図２に示すプレス機による温間成形の温度条件としては、できるだけ前記した好ましい条件内になるように行なった。即ち、板１のフランジ部分２を２６０℃にヒーター８を用いて加熱した。また、パンチ５の底部を循環水により冷却して、パンチ５のコーナー部に当接する板３のコーナー部や、パンチ５の底部に当接する板４の部分を１００℃以下の比較的低温とした。これらの温度は接触式温度計により測定し、所定測定時間内での複数回測定における平均温度とした。

限界絞り比（LDR ）は、供試板から種々の直径の試験片を打抜きにより作製した上で、パンチ：50mmφ- 肩R4.5mm、ダイス：54.5〜56.0mmφ- 肩R8〜10mm、日本工作油製の潤滑材CF853を用いて、しわ押さえ荷重0.8kg/cm²、パンチ速度20mm/minの条件で深絞り試験を行った。そして、深絞り成形できない成形限界ブランク径を決定し、次の式により限界絞り比を算出した。限界絞り比＝成形限界ブランク径/ パンチ径。限界絞り比が大きいほど、深絞り成形性に優れている事を意味し、例えば自動車用パネルへの成形に要求される深絞り成形性を満足するためには、2.4 以上であればよい。

発明例１〜９は、表１の各組成の合金を用い、表２の通り、各Al−Mg−Si系合金板が、含有するSiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲であり、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが各々＋0.5at%以下の範囲であり、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる。また、この板の特性として、300 ℃における局部伸びが20% 以上で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 以上である。この結果、表２の通り、発明例１〜９は温間成形性が優れている。但し、これら表１、２の発明例のうち、１〜４および６はSi、Mgの含有量が本発明範囲から外れる参考例である。

これに対して、表２の通り、比較例１０〜１３、１７、１８は、各Al−Mg−Si系合金板が、含有するSiとMgとは各々の好ましい含有量範囲を満足するものの、SiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲からか、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si バランスからのずれが各々0.5at%以下の範囲から外れる。

この結果、比較例１０〜１３、１７、１８は、300 ℃における局部伸びは20% 未満で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 未満である。この結果、表２の通り、比較例１０〜１３、１７、１８は温間成形性が劣っている。

また、表２の通り、比較例１４〜１６は、各Al−Mg−Si系合金板が、SiとMgとがMg₂Si 組成相当の含有量範囲内であり、Mg₂Si バランスからのずれの範囲内である。しかし、表１の通り、比較例１４はMn、比較例１５はCr、比較例１６はZrが各々多過ぎる。この結果、表２の通り、比較例１４〜１６も同様に温間成形性が劣っている。

以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい条件の、臨界的な意義が裏付けられる。

本発明によれば、温間成形性を向上させた6000系Al合金板とその温間成形方法とを提供できる。この結果、自動車パネルなどのプレス成形用途に、6000系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

本発明が規定するMg₂Si 組成バランスの範囲を示す説明図である。アルミニウム合金板の温間成形を示す断面図である。

符号の説明

１：板、２：板フランジ部、３：板壁部、４：板底部（ポンチとの接触部）、
５：ポンチ、６：ダイス（金型）、７：板押さえ

Claims

Al−Mg−Si系合金板が、質量% で、Si:0.95 〜1.40%、Mg:1.00 〜2.30%を含み、かつ、これらSiとMgとの含有量がMg₂Si組成相当の含有量で0.25〜1.25 at%の範囲であり、これらSiとMgとの含有量のMg₂Si組成バランスからのずれが各々＋0.5at%以下の範囲であり、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる鋳塊を均質化熱処理後、250 ℃以上、500 ℃以下の開始温度で熱間圧延し、この熱延板を荒鈍を省略した上で冷間圧延を行った後に溶体化処理を行い、この溶体化処理後の焼入れ終了温度を50〜140 ℃と高くした後に、直ちに50〜140 ℃の範囲に再加熱乃至そのまま保持して行うか、あるいは、前記溶体化処理後に常温まで焼入れ処理した後に、直ちに50〜140 ℃の範囲に再加熱して製造された冷延板であり、調質処理後のこの板の特性として、圧延方向に対し直角方向のJIS Z2201 の5 号試験片（幅25mm×標点距離50mm×板厚）をJIS Z2241(1980）の金属材料引張り試験方法に基づいて引張り試験した、200 〜300 ℃における局部伸びが20% 以上で、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が60% 以上であることを特徴とする温間成形用アルミニウム合金板。
前記アルミニウム合金板が、その他の元素として、質量% で、Fe:0.15%以下、Ti:0.05%以下、Mn:0.2%以下、Cr:0.3%以下、Zr:0.3%以下、Cu:0.3% 以下、Zn=0.4% 以下の含有まで許容し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる、請求項１に記載の温間成形用アルミニウム合金板。