JP6429519B2 - Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法 - Google Patents

Description

本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間プレス成形（以下、「温間成形」と記す）方法に関するものであり、具体的には、自動車、船舶、航空機等の各種部材・部品、あるいは建築材料、構造材料、そのほか各種機械器具、家電製品やその部品等に用いられ、特に自動車用のボディパネル・構造部材として、高強度であることが求められるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板成形品を温間成形によって製造する技術に関するものである。

従来、自動車のボディパネルや構造部材には、主として冷延鋼板を使用することが多かったが、最近では、地球温暖化抑制の視点からＣＯ_２排出量の削減が求められ、そのため車体軽量化の重要性が広く認識された結果、アルミニウム合金圧延板を使用することが多くなってきている。しかし、アルミニウム合金圧延板の成形加工性は、一般に冷延鋼板と比べて劣るため、その適用拡大の障害となっている。アルミニウム合金圧延板の成形加工性向上のためには、素材自体の特性改善が必要であるが、これには限界があるために、成形方法の工夫による成形加工性の改善が必要になっている。

自動車のボディパネルや構造部材用のアルミニウム合金としては、成形性と耐食性のバランスに比較的優れているＡｌ−Ｍｇ系合金かＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が用いられている。特に最近では、自動車の製造工程のうちの塗装焼付処理時の加熱によって時効硬化することにより、部材としての強度を高めることができる時効硬化型のアルミニウム合金であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が用いられることが増加している。また、自動車のリサイクルのしやすさの理由からも、自動車に用いられるアルミニウム合金種がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に統一される動きもある。

このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板のプレス成形加工は、通常の冷延鋼板のプレス成形加工と同様に、冷間プレス成形によって行われる。以下の特許文献１〜６には、成形時の温度を高めることによって、材料の高温での延性増加を利用するなどして成形性を高める温間成形に関する技術が開示されている。なお、明確な定義はなされていないが、アルミニウム合金一般の融点が５００℃後半〜６００℃台であることによって、一般的には、これより若干低い４００℃台から５００℃台の温度域で行われる成形は熱間成形と呼ばれ、これよりさらに低い１００℃台から３００℃台の温度域で行われる成形は温間成形と呼ばれことが多い。

特許文献１は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形技術に関するものである。この文献には、温間成形時にしわ押さえによって挟持されるフランジ部が加熱される温度、時間条件および成形に用いるパンチの温度条件とそのパンチを用いて行う成形の時間条件を規定して、成形性を高めると同時に優れた塗装焼付硬化（ベークハード）性を付与することにより、高い強度の成形部材を得ることが可能な技術が開示されている。

また、特許文献２〜４は、同じくＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形に関するものである。これらの特許文献には、素材の合金成分を最適化することや、素材の製造プロセスを最適化することにより、材料のミクロ組織や集合組織を最適化して、素材自体の温間成形性を高めることによって、複雑形状の部材を温間成形により製造できる技術が開示されている。さらに、特許文献５、６には、温間成形用素材のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造プロセスの最終工程である溶体化処理後の予備時効処理条件を最適化し、かつ温間成形時のフランジ部分の温度とパンチの温度を異なる温度域に最適化して、高強度の温間成形品を得ることができる技術が開示されている。

特開２００６−２０５２４４号公報 特開２００８−１９４８３号公報 特開２００８−２６６６８４号公報 特開２００９−７６１７号公報 特開２００９−１４８８２２号公報 特開２００９−１４９９８１号公報

以上のように、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形技術によれば、成形性を高めると同時に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が有する塗装焼付硬化性を活用して、特に自動車の製造プロセスの一工程である塗装焼付処理後に人工時効することにより、高強度の成形部材を得ることが可能であった。しかしながら、これらの従来技術では、いずれの場合も、温間成形による絞り性向上を目的として、ブランクのうちのフランジ部を、パンチがあたる領域に比べて高温に制御している。このため、成形品内での強度分布を評価すると、フランジ部とそれ以外の領域で強度が異なり、必ずしも成形品全体において高強度を保証することができなかった。よって、成形品内で強度の低い部分の材料強度をその部材の代表値として保証した場合、成形品は十分に高い強度を有しているとはいえないという課題があった。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、全体として高い強度を有する成形品、または最適な強度分布を有する成形品を得ることができるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前述の課題を解決するべく種々の実験、検討を重ねた結果、温間成形後の塗装焼付処理工程において、成形品全体で効果的に人工時効が進み、結果として成形品全体にわたって高強度の部材を得るためには、次の（１）、（２）が重要であることを見出した。即ち、（１）まず温間成形の素材となるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の製造プロセスの最終段階である溶体化処理後に予備時効処理を所定の温度、時間条件範囲内で行って、まず素材の状態で、高い塗装焼付硬化性を付与しておくこと、（２）さらにこの予備時効処理に加えて、これを素材として引き続き行う一連の温間成形プロセスにおいて、ブランク全体として最適化された温度、時間条件での加熱を行うことにより、温間成形に引き続いて行われる塗装焼付処理によって成形品全体で効果的に人工時効硬化が進み、結果として成形品全体として高強度の部材を得ることができ、また結果として達しうる強度レベルも従来の温間成形および冷間成形を超えることを見出した。

また、予め成形品の最適な強度設計を行い、成形品のうち高い強度が必要な部分を特定しておく場合には、一連の温間成形プロセスにおいて、ブランク内の特定の部分について、最適化された温度、時間条件で加熱を行うことにより、結果として最適な強度分布の成形品が得られることを見出した。

本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。即ち、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法は、Ｍａｓｓ％で、Ｍｇ０．４〜０．８％、Ｓｉ０．６〜１．２％を含有し、かつＦｅ０．０３〜０．３％、Ｍｎ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０１〜０．１％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜０．３％のうち選ばれた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アルミニウム合金鋳塊に対して所定の板厚まで圧延加工を施した後、溶体化処理を行い、さらに急冷した後に、６０〜１３０℃の温度範囲で０．５〜１２時間保持する予備時効処理を施したアルミニウム合金圧延板を素材とし、該アルミニウム合金圧延板に温間成形を施すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法であって、前記温間成形を施す一連の工程の間のいずれかのタイミングにおいて前記素材を２３０〜３００℃の温度範囲に５分間以下保持し、前記温間成形終了後に塗装焼付処理を１７０〜１８５℃の温度範囲で保持する条件で行い、得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の耐力値を２５０Ｍｐａ以上とすることを特徴とする。

本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法によれば、成形品全体として高い強度を有するか、または最適な強度分布を有する成形品を得ることができる。

本発明の実施形態における製造方法の一例を示すフローチャート。 実施例で使用するサンプルの概略図であり、（ａ）はブランクシートの形状、（ｂ）は金型形状。 実施例で使用する予備加熱処理装置の模式図。 実施例で使用する温間成形機の断面模式図。 実施例で作成した温間成形品の斜視図。

以下、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法について詳細に説明する。

本発明で素材として使用する温間成形に用いるアルミニウム合金板は、基本的には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板である。そこでまず、本発明で使用するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の合金組成について説明する。

［アルミニウム合金圧延板の合金組成］
アルミニウム合金圧延板としては、以下の範囲の化学成分の合金とする。すなわち、Ｍｇ０．４〜０．８％、Ｓｉ０．６〜１．２％を含有し、かつＦｅ０．０３〜０．３％、Ｍｎ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０１〜０．１％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜０．３％のうち選ばれた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アルミニウム合金を素材とする。

以下に素材合金の成分組成の限定理由について説明する。

（Ｍｇ）
Ｍｇは本発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において基本となる合金元素であって、塗装焼付処理時にＳｉとともにβ”析出相を形成することにより強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．４％未満では塗装焼付処理時に析出硬化によって強度向上に寄与するβ”相の生成密度が極端に低下するため、充分な強度向上が得られない。一方、０．８％を超えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、成形性が大幅に低下してしまう。よってＭｇ量は０．４〜０．８％の範囲内とした。

（Ｓｉ）
Ｓｉも本発明で対象としているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において基本となる合金元素であって、塗装焼付処理時にＭｇとともにβ’析出相を形成することにより強度向上に寄与する。Ｓｉ量が０．６％未満では上記の効果が充分に得られない。一方、１．２％を超えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、成形性が大幅に低下してしまう。したがってＳｉ量は０．６〜１．２％の範囲内とした。

以上のＭｇおよびＳｉが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金として基本となる合金元素であるが、それ以外にＦｅ０．０３〜０．３％、Ｍｎ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０１〜０．１％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有させることとする。これらの添加理由およびその添加量限定理由はつぎの通りである。

（Ｔｉ）
Ｔｉは鋳塊組織の微細化による強度向上や防食に有効な元素である。Ｔｉの含有量が０．００５％未満では充分な効果が得られない。一方、０．３％を超えればＴｉ添加による鋳塊組織微細化と防食の効果が飽和する。したがってＴｉは０．００５〜０．３％の範囲内とした。

（Ｍｎ、Ｃｒ）
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化に有効である。Ｍｎの含有量が０．０３％未満、もしくはＣｒの含有量がそれぞれ０．０１％未満では、上記の効果が充分に得られない。一方、Ｍｎの含有量が０．３％を越えるか、あるいはＣｒの含有量がそれぞれ０．１％を超えれば、上記の効果が飽和するばかりでなく、多数の金属間化合物が生成されて成形性に悪影響を及ぼすおそれがある。したがってＭｎは０．０３〜０．３％の範囲内、Ｃｒ、は０．０１〜０．１％の範囲内とした。

（Ｆｅ）
Ｆｅは、一般のアルミニウム合金において通常は０．０３％未満は不可避的不純物として含有される。一方、Ｆｅは強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるためにＦｅを０．０３％以上積極的に添加しても良い。但し、その含有量が０．０３％未満では充分な効果が得られない。一方０．３％を超えれば、成形性が低下するおそれがある。したがってＦｅを積極的に添加する場合のＦｅ量は０．０３〜０．３％の範囲内とした。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、時効性向上を通じて強度向上に寄与するとともに表面処理性の向上に有効な元素である。Ｚｎの添加量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られない。一方０．３％を超えれば成形性と耐食性が低下する。したがってＺｎ量は０．０３〜０．３％の範囲内とした。

また、一般のＡｌ合金においては、鋳塊組織の微細化のために前述のＴｉと同時にＢを添加することもあり、ＢをＴｉとともに添加することによって、鋳塊組織の微細化と安定化の効果が一層顕著となる。そして本発明の場合、Ｔｉとともに５００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。

（不可避的不純物）
以上の各元素のほか、地金や中間合金に含まれているものは基本的にはＡｌおよび不可避的不純物であり、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。

［温間成形用アルミニウム合金圧延板素材の製造方法］
次に、温間成形用アルミニウム合金圧延板素材の製造方法について説明すれば、基本的には、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。
図１に、本実施形態の製造方法の一例を示す。温間成形用アルミニウム合金圧延板素材は、鋳造工程（Ｓ１１）、均質化処理工程（Ｓ１２）、熱間圧延工程（Ｓ１３）、冷間圧延工程（Ｓ１４）、溶体化処理工程（Ｓ１５）、予備時効処理工程（Ｓ１６）を経て製造される。以下、項目毎に分けて説明する。

（鋳造工程：Ｓ１１）
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）などを含む。

（均質化処理工程：Ｓ１２）
次いで、このアルミニウム合金鋳塊に４８０℃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。但し、この均質化処理における加熱温度は、熱延前に熱延開始温度まで加熱する加熱処理温度に近いことから、熱延前加熱処理を兼ねて均質化処理を行なうことも可能である。

（熱間圧延工程：Ｓ１３、冷間圧延工程：Ｓ１４）
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、３００〜５９０℃程度の温度範囲内で熱間圧延を開始し、その後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板を製造する。熱間圧延の途中、熱間圧延と冷間圧延の途中または冷間圧延の途中において、必要に応じて中間焼鈍や溶体化処理を行っても良い。
このようにして所定の板厚まで圧延された冷間圧延板には、最終的に溶体化処理を行い、その後予備時効処理を行う。各工程は、具体的には以下のようにして行う。

（溶体化処理工程：Ｓ１５）
溶体化処理は、冷間圧延板に存在するＭｇ_２Ｓｉ、単体Ｓｉ等をマトリックスに固溶させるための工程であり、通常は冷延板を４８０℃以上の高温に加熱して行う。溶体化処理温度が５９０℃を超えると共晶融解が生じる恐れがあるため通常は５９０℃以下とし、加熱温度に到達後、保持なしもしくは５分以下の短時間保持の後、１３０℃以下の温度まで急冷する。このような溶体化処理は、コイル状に巻き取った冷間圧延板を、加熱帯と冷却帯を有する連続焼鈍炉に連続的に通過させることによって、効率的に行うことができる。

このような連続焼鈍炉による処理では、アルミニウム合金板は加熱帯を通過する際に４８０℃以上、５９０℃以下の高温に昇温され、その後冷却帯を通過する際に急冷される。このような一連の処理により、本発明で対象とする合金の主要合金元素であるＭｇとＳｉは、高温で一旦マトリクス中に固溶し、続いて１３０℃以下の温度範囲に急冷することによって、ＭｇとＳｉがマトリクス中に過飽和に固溶した状態とすることが出来る。

溶体化処理の加熱温度が４８０℃未満の場合は、ＭｇとＳｉの固溶が十分に進まず、結果として最終的な温間成形品において十分な高強度を得ることが出来ない。また、溶体化処理後の急冷時の冷却速度は、５０℃／ｍｉｎ以上が好ましい。冷却速度が５０℃／ｍｉｎ未満の場合は、溶体化処理時に一旦固溶していたＭｇ、Ｓｉの一部が、冷却途中に再度析出してしまい、Ｍｇ、Ｓｉの固溶量が減少し、結果として最終的な温間成形品において十分な高強度を得ることが出来ない。

（予備時効処理工程：Ｓ１６）
以上のように溶体化処理後に１３０℃以下の温度まで急冷した後、引き続いて予備時効処理を行う。予備時効処理は、アルミニウム合金圧延板を６０〜１３０℃の温度範囲で、０．５〜２４ｈｒ保持する条件で行う。この予備時効処理によって、前述の溶体化処理後の急冷時に、マトリクス中に過飽和に固溶されたＭｇとＳｉ原子が、高温クラスタと呼ばれる原子の集合体をマトリクス中に形成する。この高温クラスタは、引き続き行われる温間成形時の加熱および塗装焼付処理時の加熱の際に、時効硬化に寄与するβ”と呼ばれる析出相に効率的に遷移する性質を有するため、塗装焼付処理後の成形品の強度を高める役割を果たす。

予備時効処理温度が、６０℃未満では、このような高温クラスタが形成されず、代わりに低温クラスタと呼ばれる異なるクラスタが形成される。この低温クラスタは、塗装焼付処理時の加熱の際に、時効硬化に寄与するβ”析出相に遷移せず、結果として塗装焼付処理後の成形品で高い強度が得られない。予備時効処理温度が１３０℃を超えると、予備時効処理中にβ”析出相が生成して、材料の延性が大幅に低下して、温間成形時にプレス割れが生じてしまう。また、予備時効処理時間が０．５時間未満の場合は、形成される高温クラスタの数密度が不十分であり、結果として塗装焼付処理後の成形品で高い強度が得られない。予備時効処理時間が２４時間を超える場合は、長時間の処理中に高温クラスタの一部がβ”に遷移してしまい、材料の延性が大幅に低下して、温間成形時にプレス割れが生じてしまう。

［温間成形方法］
次に、本発明における最も重要な特徴部分である温間成形方法について説明する。この温間成形方法は、図１のフローチャートでは、温間成形工程（Ｓ１７）が該当する。

（温間成形工程：Ｓ１７）
本発明における最も重要な特徴は、上記のような適切な条件で予備時効処理を行ったＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板を素材とするブランクを用いて行う温間成形の一連の工程において、ブランク全体、または特定された部分を２３０〜３００℃の温度範囲に５分間以下の時間保持されるように、ブランクの温度条件を制御することである。これにより、温間成形終了後に塗装焼付処理を行うことによって、温間成形品全体の強度、または高強度が必要な特定の部位における強度を高めることができる。

温間成形時にブランクをこの温度条件で制御する理由を以下に示す。通常上記の素材の予備時効処理は、素材の製造工程の最終段階の工程として、アルミニウム合金圧延板製造メーカーで行われ、その後素材が自動車メーカーに出荷されて、自動車メーカーで素材からブランクを切出して、温間成形が行われる。素材がアルミニウム合金圧延板製造メーカーから出荷され、自動車メーカーで温間成形が行われるまでには、通常１ヶ月以上の期間を要するが、その期間中において、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板は常温時効を生じて、素材の強度が徐々に若干であるが高くなるという変化が生じる。

その常温時効中において、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板素材のマトリクス中では、前述の低温クラスタが生成している。この低温クラスタは、温間成形後に行われる塗装焼付処理の温度（通常、１７０〜１８５℃であり、本発明では１８０℃を代表的な温度条件とした）では、変化せずに安定な状態を保つ。

低温クラスタの形成は、強度上昇に寄与するものの、その寄与の効率は、同量のＭｇ、Ｓｉよりなるβ”析出相に比べて大幅に低い。このため、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の常温時効中に低温クラスタが生成して、そのまま残存した状態で温間成形品に塗装焼付処理を行っても、十分に高い強度が得られない。これに対して、本発明で規定するように、温間成形の一連の工程においてブランクが２３０〜３００℃の温度範囲に５分以間以下保持された場合は、この温度範囲での加熱によって、素材の常温時効中に形成されていた低温クラスタが直ちに溶解して、マトリクス中に再固溶するとともに、その後直ちに高温クラスタが追加的に形成される。このような場合、温間成形後に塗装焼付処理を行うと、素材の製造工程の最終段階の予備時効処理で形成された高温クラスタがβ”に遷移する際に、低温クラスタが再固溶したマトリクス中のＭｇ、Ｓｉ原子が、効率的にβ”の遷移・成長に消費され、効率的に時効硬化が進み、結果として塗装焼付処理後の温間成形品の強度が大幅に向上すると推察される。

温間成形の一連の工程におけるブランクの加熱が、２３０℃未満の場合は、前述のように、この処理による低温クラスタの再溶解が生じずに、温間成形後も低温クラスタが残存するため、結果として塗装焼付処理後の成形品で十分に高い強度が得られない。また、温間成形の一連の工程におけるブランク全体の加熱が３００℃を超える場合は、この処理によって低温クラスタの溶解は生じるが、処理温度が高いために高温クラスタからβ’析出相の形成が生じる。β’析出相は、β”析出相に比較して、粗大でかつ分布密度が小さいために、析出による硬化効率が大幅に低い。このため、結果として塗装焼付処理後の成形品で十分に高い強度が得られない。

温間成形の一連の工程におけるブランク全体の加熱の時間の下限については、実質的に保持時間を取らない０秒以上であれば良い。これは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の常温時効で生じる低温クラスタであれば、２３０℃以上の加熱によって、ほぼ瞬時に溶解して再固溶するためである。一方で、加熱時間の上限は５分間以下とする必要がある。これは、２３０℃以上３００℃以下の温度範囲において、５分間を超えて加熱を行うと、高温クラスタがβ”に遷移して、さらにβ”が過度に成長することにより素材の延性が大幅に低下することによって、温間成形時にプレス割れが発生するためである。

上記の温間成形の一連の工程におけるブランク全体の具体的な実施形態については、温間成形の前の予備加熱として実施することと、温間成形の最中に実施することの、大別して２つのパターンが考えられる。基本的には温間成形の一連の工程のどのタイミングであっても、ブランク全体が所定の温度、時間条件にて加熱処理が行われていれば、温間成形終了後の塗装焼付処理によって、成形品全体にわたって高い強度を得ることが出来る。以下にこの２パターンのブランクの加熱方法について述べる。

（温間成形前の予備加熱として実施する方法）
まず、ブランクの加熱を温間成形前の予備加熱として実施する方法について述べる。この方法では、温間成形機とは別のブランク予備加熱装置を用いて、この予備加熱装置で、ブランク全体を所定の温度、時間条件で加熱した後、ブランクを温間成形機にセットして、温間成形を行う。予備加熱装置のブランク加熱の方式は、加熱した２組の金型でブランクを挟持して加熱する接触方式であっても良いし、熱風吹きつけや赤外線加熱照射等の非接触の方式であっても良い。また、加熱温度が所定の温度範囲であれば、例えばその後の温間成形においてシワ押さえに挟持されるべき領域を比較的高温に設定し、温間成形においてパンチが当たるべき領域を比較的低温に設定しても良い。

このように、予備加熱としてブランク全体において所定の条件で加熱を行った後、ブランクを温間成形機にセットして温間成形を行うが、この温間成形時におけるブランクの温度条件については、特に制約を設けるものでないが、温間成形での絞り成形性向上を図る目的で、しわ押さえに挟持される領域は比較的高温とし、パンチが接触する領域は比較的低温とすることが好ましい。但し、予備加熱での温度時間条件での上限の設定理由と同様に、温間成形において３００℃を超える加熱であったり、２３０〜３００℃の温度範囲での５分間を超える加熱であったりすると、素材の延性が大幅に低下して温間成形時にプレス割れを生じるので、これらの条件での温間成形は避けるべきである。

（温間成形の最中に実施する方法）
次に、ブランクの加熱を、温間成形の最中に実施する方法について述べる。この場合、予備加熱されていない室温のブランクを温間成形機にセットした後、温間成形機での温間成形の最中にブランク全体を所定の温度、時間条件で加熱する必要があるので、用いる温間成形機は、そのしわ押さえ部とパンチ部の両方またはいずれかに加熱機構を具備していなければならない。具体的には、そのしわ押さえ部とパンチ部の金型を加熱するためのヒーターを据え付けるなどして、加熱機構を付与する。

このような温間成形機を用いてブランクを温間成形する最中において、ブランク全体が所定の温度条件に加熱されるように、しわ押さえ部とパンチ部の温度条件およびしわ押さえによりブランクを保持する時間、パンチによりブランクを成形する際のパンチとブランクが接触する時間を適宜設定して行う。ここで、ブランクのうちしわ押さえに接触する領域の温度と、ブランクのうちパンチと接触する領域の温度は、各々が２３０〜３００℃の温度範囲内であれば良く、両者で異なっていても良い。特に、温間成形によって絞り成形性を高めることを目的とする場合には、しわ押さえによって挟持される領域の温度を比較的高く設定し、パンチが接触する領域の温度を比較的低温に設定しておくことが好ましいが、異なる目的によって、これと逆の温度設定とした場合も、塗装焼付処理後の成形品全体の強度を高めるという本発明が目的とする効果は達せられる。

（塗装焼付処理工程：Ｓ１８）
上述のように温間成形を行った後、塗装焼付処理を行う。温間成形後に塗装焼付処理を行うまでの期間については、自動車の生産プロセスでは通常、２週間以内に行われる。本発明ではこの期間について特に規定を設けるわけではないが、温間成形時の加熱処理によって低温クラスタを一旦溶解させたが、その後の室温保持中に再度徐々に生成するので、なるべく１ヶ月以内に行うのが好ましい。塗装焼付処理の条件は、通常１７０〜１８５℃の温度範囲で数十分保持する条件で行なわれる。前述の通り、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板をこの塗装焼付処理の温度条件範囲で保持すると、高温クラスタがβ”に遷移して、強度が上昇する時効硬化を示す。

本発明の範囲で規定する条件で予備時効処理を行い、高温クラスタを適切に生成させた素材をブランクとし、なおかつ温間成形時にブランクを適切な条件で加熱することによって、低温クラスタを溶解させた後に、塗装焼付処理を行うことにより、非常に効率的にβ”をマトリクス中に高密度に生成させることができ、その結果、成形として非常に高い強度を得ることが出来るのである。本発明では、上述した合金成分のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を素材とした場合に、塗装焼付処理として１８０℃にて６０分間保持する条件を代表として選択すると、塗装焼付処理後に温間成形品全体にわたって耐力値で２５０ＭＰａ以上の高強度が得られる。

（本実施形態の効果）
以上説明したように、本実施形態によれば、温間成形の素材とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の製造工程の最終段階における予備時効処理条件を最適化して、まず素材自体の塗装焼付硬化性を高めておき、かつ引き続きこのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板をブランク素材として行う一連の温間成形プロセスにおいて、このブランク全体または特定された部分について、最適化した加熱温度、時間条件で保持する。これにより、その後に行なわれる塗装焼付処理によって、時効硬化が進んで、結果として成形品全体として高い強度を有する成形品を得ることができるか、または最適な強度分布を有する成形品を得ることができる。

より具体的には、このような最適化された条件で温間成形を行った後に、塗装焼付処理を１８０℃で６０分間保持する条件で行った場合に、処理後の成形品の強度が、全体にわたって耐力値で２５０ＭＰａ以上であるか、または高強度が必要な特定の部位における強度が耐力値で２５０ＭＰａ以上の成形品を得ることができる。

以下にこの発明の実施例を比較例とともに記す。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および条件がこの発明の技術的範囲を制限するものではない。

［実施例１］
アルミニウム合金を溶解して成分調整を行なった後、ＤＣ鋳造法により鋳造することにより、表１の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９に示す化学成分のアルミニウム合金鋳塊を作製した。各鋳塊について、面削を行った後、５３０℃で１０時間保持する均熱処理を兼ねた加熱処理を行った後、熱間圧延を行って厚さ４ｍｍの熱間圧延板を作製した。その後さらに冷間圧延を行って、厚さ１ｍｍの冷間圧延板を作製した。これらの冷間圧延板について、５３０℃にて３０秒間保持する溶体化処理を行った後、１５０℃／ｍｉｎの冷却速度で１００℃まで冷却した後、引き続き表２に示す条件で予備時効処理を行った。

（＊）は、本発明で規定する範囲外であることを示す

（＊）は、本発明で規定する範囲外であることを示す

以上のように作製したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板素材について、アルミニウム合金圧延材製造メーカーから出荷して、自動車製造メーカーで使用されるまでの通常の期間を想定して、６０日間常温で保持した後、以下で詳細を示す一連の温間成形の工程（温間成形前予備加熱処理後に温間成形）にて温間成形を行った。

まず、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板素材より、図２（ａ）に形状を示すような１ｍｍ（厚）×３００ｍｍ×４２０ｍｍサイズのブランクを作製した。このブランクについて、まず図３に示すような温間成形前の予備加熱処理装置により、ブランク全体の予備加熱処理を行った。予備加熱処理装置は、加熱ヒーターを内蔵する上下の金型から成り、ブランクをこの金型の間にセットした後、上下の金型で挟んで接触加圧することによって、ブランクを所定の温度、時間条件で加熱できる機構となっている。ブランク全体の予備加熱処理を行った後、直ちに温間成形機にブランクをセットして、温間成形を行った。温間成形では、図２（ｂ）に模式図を示すような金型形状（上面図）を用いて、高さ４５ｍｍの角筒成形品を作製した。用いた温間成形機は、図４に示すように、そのしわ押さえ部とパンチ部の金型内に金型を加熱するためのヒーターが内蔵されており、各部の温度を制御することができるように構成されている。また、しわ押さえ部とパンチ部には、接触式温度計を具備しており、温間成形時のブランクの各部の温度を測定することができるようになっている。

この予備加熱処理装置を用いて行った予備加熱処理の条件を表２に示した。また、表２に、温間成形を行った際に、パンチが下死点に達した際のブランク各部の測定温度を示した。さらに、パンチを下死点で保持した時間についても表２に示した。温間成形後、直ちに温間成形機より成形品を取り出して、ファン空冷により室温まで冷却して、予備加熱から始まった一連の温間成形を終了した。

その後温間成形品を室温で１０日間保持後に、温間成形品に対して、塗装焼付処理を模擬して１８０℃で６０分間保持する熱処理を行った後、ファン空冷により室温まで冷却した。次に、図５に示すような温間成形品のしわ押さえで挟持されていた領域およびパンチ頭部が接触していた領域の各々から引張試験片（ＪＩＳ５号試験片形状）を採取して引張試験を行い、機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）を調べて結果を表３に示した。

条件１〜４は、この発明で規定する成分組成範囲内の合金１について、表２に示すようなこの発明の範囲内のプロセス条件にて、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理、および温間成形前予備加熱処理を行ったものである。そのためいずれの場合も、温間成形を問題なく行うことができ、また、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が十分に高く、耐力値では２５０ＭＰａを超えている。

これに対し条件５は、同様に合金１についてのものであるが、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理の温度条件が、本発明の範囲よりも低い。このため、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件１〜４の場合に比べて明瞭に低く、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満である。

条件６は、同様に合金１についてのものであるが、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理の温度条件が、本発明の範囲よりも高い。このため材料の延性が大幅に低下して、温間成形時にプレス割れが生じて、温間成形が不可であった。またこのため、温間成形品の強度評価も実施できなかった。

条件７は、同様に合金１についてものであるが、素材の溶体化処理、急冷後の予備事項処理の時間が、本発明の範囲よりも短い。このため、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件１〜４の場合に比べて明瞭に低く、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満である。

条件８は、同様に合金１についてのものであるが、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理の時間が、本発明の範囲よりも長い。このため、材料の延性が大幅に低下して、温間成形時にプレス割れが生じて、温間成形が不可であった。またこのため、温間成形品の強度評価も実施できなかった。

条件９は、温間成形前予備加熱処理条件の温度条件が、本発明の範囲よりも低い。このため、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件１〜４の場合に比べて明瞭に低く、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満である。

条件１０は、温間成形前予備加熱処理の温度条件が、本発明の範囲よりも高い。このため、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件１〜４の場合に比べて明瞭に低く、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満である。

条件１１は、温間成形前予備加熱処理の時間条件が、本発明の範囲よりも長い。このため、材料の延性が大幅に低下して、温間成形時にプレス割れが生じて、温間成形が不可であった。またこのため、温間成形品の強度評価も実施できなかった。

条件１２〜１６は、本発明で規定する範囲の合金２〜５について、本発明で規定した範囲内のプロセス条件にて、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理、および温間成形前予備加熱処理を行ったものである。そのためいずれの場合も、温間成形を問題なく行うことができ、また、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が十分に高く、耐力値では２５０ＭＰａを超えている。

条件１７〜２０は、本発明で規定する範囲外の合金６〜９について、本発明で規定した範囲内のプロセス条件にて、素材の溶体化処理、急冷後の予備時効処理、および温間成形前予備加熱処理を行ったものである。そのため、条件１７、１８では温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件１〜４に比べて低めであり、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満であった。また、条件１９、２０では、材料の延性が大幅に低いために、温間成形時にプレス割れが生じて温間成形が不可であり、またこのため温間成形品の強度評価も実施できなかった。

［実施例２］
表１に合金成分を示す合金Ｎｏ．３の鋳塊について、実施例１と同じ条件で、加熱処理、熱間圧延、冷間圧延、溶体化処理、急冷を行った後、予備時効処理を本発明の条件の範囲内である９０℃の温度で４時間保持する条件で行って作製した板厚１ｍｍのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板を素材として、以下で詳述する条件で温間成形および温間成形品の評価を行った。

即ち、以上のように作製したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板素材について、アルミニウム合金圧材製造メーカーから出荷して、自動車製造メーカーで使用されるまでの通常の期間を想定して、４５日間常温で保持した後、まずＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板素材より、図２（ａ）に形状を示すような１ｍｍ（厚）×３００ｍｍ×４２０ｍｍサイズのブランクを作製した。このブランクについて、図３に示すような温間成形前の予備加熱処理装置により予備加熱をおこなってからか、若しくは、このような予備加熱を行わずに直接、図４に示す温間成形機にブランクをセットして、温間成形を行った。

温間成形では、図２（ｂ）に模式図を示すような金型形状（上面図）を用いて、高さ４５ｍｍの角筒成形品を作製した。また、温間成形機は、上述したように、図４に示す構造のものを用いた。

表４に、温間成形前の予備加熱処理の条件、および温間成形を行った際に、パンチが下死点に達した際のブランク各部の測定温度を示した。また、パンチを下死点で保持することにより、各部の所定温度での保持時間を制御し、その際の保持時間を同じく表４に示した。温間成形後、直ちに温間成形機より成形品を取り出して、ファン空冷により室温まで冷却することにより、温間成形を終了した。

その後温間成形品を室温で７日間保持後に、温間成形品に対して、塗装焼付処理を模擬して１８０℃で６０分間保持する熱処理を行った後、ファン空冷により室温まで冷却した。図５に示すように、この温間成形品のしわ押さえで挟持されていた領域およびパンチ頭部が接触していた領域の各々から引張試験片（ＪＩＳ５号試験片形状）を採取して、引張試験を行って、機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）を調べて結果を表５に示した。

条件２１〜２４は、この発明で規定する成分組成範囲内の合金３について、表４に示すように、温間成形前の予備加熱処理は行わずに、この発明の範囲内のプロセス条件にて温間成形の最中におけるブランクの熱処理を行っている。そのためいずれの場合も、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が十分に高く、耐力値では２５０ＭＰａを超えている。また、条件２５は、温間成形前の予備加熱処理は、本発明の範囲外の条件で行っているが、その後の温間成形の最中におけるブランクの熱処理については、本発明の範囲内の条件で行っている。このため、温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の強度が十分に高く、耐力値では２５０ＭＰａを超えている。

これに対して条件２６、２７は、温間成形前の予備加熱処理は行わずに、この発明の範囲外のプロセス条件にて、温間成形の最中におけるブランクの熱処理を行っている。そのため、いずれの場合も温間成形の後に塗装焼付処理模擬熱処理を行った後の材料強度が、本発明の範囲の条件２１〜２４に比べて明瞭に低く、また耐力値では、温間成形品のいずれの部分でも２５０ＭＰａ未満である。

一方、条件２８、２９は、温間成形前の予備加熱処理は行わずに、温間成形の最中におけるブランクの熱処理について、パンチ部については２３０〜３００℃の温度範囲における５分間以下の保持条件となっており、しわ押さえ部についてはこの範囲外の保持条件となっている。従って、温間成形後の塗装焼付処理模擬熱処理後の材料強度は、パンチが接触した領域では耐力値が２５０ＭＰａ以上の高い値となっているのに対して、しわ押さえで挟持されていた領域では耐力値が２５０ＭＰａ未満の低い値となっている。ある用途においては、成形品のうちパンチが接触する領域は、しわ押さえで挟持されていた領域に比較して、高い耐力値が必要となる設計もあり（例えば、成形品の平頭部では、周辺の部分に比較して高い耐デント性が必要となる設計の場合）、ここで得られた成形品は、成形品全体として必要な強度条件を満たしている発明例となる。

以上、本発明の実施形態を説明したが、この実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。この実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。この実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。

Claims (6)

1. Ｍａｓｓ％で、Ｍｇ０．４〜０．８％、Ｓｉ０．６〜１．２％を含有し、かつＦｅ０．０３〜０．３％、Ｍｎ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０１〜０．１％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜０．３％のうち選ばれた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アルミニウム合金鋳塊に対して所定の板厚まで圧延加工を施した後、溶体化処理を行い、さらに急冷した後に、６０〜１３０℃の温度範囲で０．５〜１２時間保持する予備時効処理を施したアルミニウム合金圧延板を素材とし、該アルミニウム合金圧延板に温間成形を施すＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法であって、
   前記温間成形を施す一連の工程の間のいずれかのタイミングにおいて前記素材を２３０〜３００℃の温度範囲に５分間以下保持し、前記温間成形終了後に塗装焼付処理を１７０〜１８５℃の温度範囲で保持する条件で行い、得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の耐力値を２５０Ｍｐａ以上とすることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。
2. 前記素材の２３０〜３００℃の温度範囲における５分間以下の保持は、前記温間成形前の予備加熱として行うことを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。
3. 前記素材の２３０〜３００℃の温度範囲における５分間以下の保持は、前記温間成形の最中に行うことを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。
4. 前記素材の全体を２３０〜３００℃の温度範囲に５分以下保持することを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。
5. 前記素材の一部分を２３０〜３００℃の温度範囲に５分以下保持することを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。
6. 前記塗装焼付処理を１８０℃にて６０分間保持した条件で行なった場合に、前記温間成形時に２３０〜３００℃の温度範囲に５分以下保持した部分の耐力値が２５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の温間成形方法。

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