JP2008266684A - 温間成形用アルミニウム合金板および温間成形方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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する。
【解決手段】Ｃｕを含む特定組成の６０００系Ａｌ合金板のＳｉとＭｇとの組成バランスを制御して、図１における、条件Ａ：Ｍｇ含有量が０．５７〜３．８％の場合には（０．５７８×Ｍｇ含有量）≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］、条件Ｂ：Ｍｇ含有量が０．５７〜４．５％でＳｉ含有量が０．３３〜２．２％の場合には［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）］のいずれかを満足させ、更に、Ｃｕ固溶量と平均結晶粒径とを特定範囲として、ベークハード性と温間成形性とを向上させる。
【選択図】図１

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系合金板および、このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の温間成形方法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) 。

これに対して、６０００系Ａｌ合金板の温間成形性向上手段については、これまで、あまり提案されていないが、室温での成形向上に関しては、多くの提案がなされている。例えば、特許文献６〜８によれば、Si及びMg-Si系化合物の最大径を10μm以下とし、2 〜10μmのSi及びMg-Si系化合物の数が1000個/mm2以下とすることで成形性、塗装焼付硬化性および曲げ加工性を改善させている。

特許文献９によれば、0.5μm以上のサイズの全分散粒子の平均個数密度が3000〜20000個/mm2であり、これら測定された分散粒子サイズXμmを縦軸、個数密度Y個/mm2を横軸とした座標において、Xが10μm以下のサイズの分散粒子がY=Aexp(-BX)で表される分散粒子サイズ分布式において、A/Bが1000〜40000の範囲であり、Bが0.5〜2 の範囲とすることで、強度、BH性、成形性を改善させている。

特許文献１０によれば、圧延方向断面で見られる最大径が10μm以上である晶出物の個数が300個/mm2以下で、かつ、最大径と最小径の比（最大径/最小径）が3.5以上である晶出物の個数が100個/mm2以下とすることでプレス成形性、耐食性、塗装焼付後の強度を向上させている。

また、成形側からの成形性改善策として、局部加熱ブランク法、温間成形法、高温ブロー成形法に代表される成形条件の最適化による成形性の改善も試みられている。例えば、特許文献１１によれば、プレス成形に先立って大きな加工変形を受ける部位を予め加熱することで軟質化し、成形性を向上させている。
特開平４−７２０３０号公報 特開平７−３１０１３７号公報 特開２００２−３４８６２５号公報 特開平１１−２２１８７６号公報 特開２０００−３１７５３４号公報 特開２００３−１０５４７１号公報 特開２００３−１０５４７２号公報 特開２００２−３５６７３０号公報 特開２００５−３７０４８４号公報 特開平１１−７１６２３号公報 特開２００４−１２４１５１号公報

前記特許文献１〜５などの、６０００系Ａｌ合金板以外のＡｌ合金の温間成形性向上手段を採用しても、６０００系Ａｌ合金板の温間成形性が向上するとは限らない。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、温間成形性向上効果の有無も異なってくるからである。

一方、前記特許文献６〜１０などの、６０００系Ａｌ合金板の室温成形性向上手段を採用しても、６０００系Ａｌ合金板の温間成形性が向上するとは限らない。成形温度が違えば、成形性が向上するメカニズムが違い、当然、温間成形性向上効果の有無も異なってくるからである。

このため、６０００系Ａｌ合金板を温間成形しても、その成形性を十分向上させているとは限らなかった。言い換えると、６０００系Ａｌ合金板の温間成形性の向上は、これまで十分とは言い難かった。

また、６０００系Ａｌ合金板を温間成形した場合には、Ｍｇ−Ｓｉ系あるいはＳｉ系などの化合物の析出が促進されてしまい、後の人工時効硬化処理工程や塗装焼付硬化工程でのベークハード性（人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) を低下させるという新たな問題も生じる。このため、６０００系Ａｌ合金板を温間成形した場合には、６０００系Ａｌ合金板の必要な強度を確保できないという問題もあった。

したがって、これまで、６０００系Ａｌ合金板のベークハード性を低下させずに温間成形性を向上させる手段は必ずしも明確ではなかった。このため、近年ますます厳しさを増している温間成形性向上の課題を満たすまでには至っておらず、６０００系Ａｌ合金板の更なる温間成形性の向上が求められている。

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、その目的はベークハード性を低下させずに、温間成形性を向上させた６０００系Ａｌ合金板および、その温間成形方法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、質量％で、Ｍｇ：０．５７〜４．５％、Ｓｉ：０．３３〜２．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、ＭｇとＳｉとが、条件Ａ：Ｍｇ含有量が０．５７〜３．８％の場合には（０．５７８×Ｍｇ含有量）≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］、条件Ｂ：Ｍｇ含有量が０．５７〜４．５％でＳｉ含有量が０．３３〜２．２％の場合には［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）］のいずれかを満足するとともに、残渣抽出法により測定したＣｕ固溶量を０．０１〜０．７％とし、更に、平均結晶粒径を１０〜５０μｍとしたことである。

ここで、前記アルミニウム合金板の組織において、電子線プローブマイクロアナライザにより分析される、重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａが１〜７％である一方で、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの比ｂ／ａが１．０以下であることが好ましい。更に、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以上であって、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以下であるであることが好ましい。

また、前記アルミニウム合金板において、質量％で、Ｆｅ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｚｎ：１．５％以下の含有まで許容する。

この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金板の温間成形方法の要旨は、上記要旨あるいは後述する好ましい態様のアルミニウム合金板を温間成形するに際して、このアルミニウム合金板のフランジ部分を１５０〜４００℃の比較的高温とする一方、このアルミニウム合金板のパンチされる部分を１００℃以下の比較的低温としてプレス成形することである。

本発明では、ＳｉとＭｇとの組成バランス制御によって、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御する。ここで、本発明で言うＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とは、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物およびＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系化合物の総称であり、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とは、Ｓｉ系化合物およびＳｉ−Ｃｕ系化合物の総称である。

Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の形成は、温間成形時に化合物周囲の歪の蓄積を促進し、動的回復が容易になることで、板の温間での局部伸びが増大し、温間成形性が向上する。一方、これに対して、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物は硬質であり、温間成形時に破壊の起点として作用しやすいために、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物が多すぎると温間成形性が低下する。

これらＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との互いの共存と、互いの共存状態が温間成形性に与える大きな影響とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板（の組織）に特有の問題である。

また、これら組織制御に加えて、本発明では、平均結晶粒径を小さくして、板の温間での局部伸びを増大させ、温間成形性を向上させる。

更に、これらの成形性向上のための組織制御に加えて、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板にＣｕを含有させるとともに、固溶Ｃｕ量を一定以上確保することにより、塗装焼付け時に生成する析出物を微細かつ高密度に分散させ、ベークハード性（ＢＨ性）を向上させる。これらの複合効果あるいは相乗効果によって、ベークハード性を低下させずに、６０００系Ａｌ合金板の温間成形性を向上させることができる。

更に、本発明では、このようなアルミニウム合金板の温間成形条件を規定して、温間成形性の更なる向上や温間成形性の保証を図る。このため、本発明温間成形方法では、上記要旨あるいは後述する好ましい態様のアルミニウム合金板を温間成形するに際して、このアルミニウム合金板のフランジ部分を１５０〜４００℃の比較的高温とする一方、このアルミニウム合金板のパンチされる部分を１００℃以下の比較的低温としてプレス成形することである。

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、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向で達成する。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高く、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率が高いことを可能とし、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。

(Ａｌ合金組成)
本発明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。

これを満足し、かつ、後述する温間成形性向上のための、ＳｉとＭｇとの組成バランスや組織形態とするために、本発明アルミニウム合金板組成は、前提として、質量％で、Ｍｇ：０．５７〜４．５％、Ｓｉ：０．３３〜２．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金組成とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％である。

(残部組成)
含有するＳｉとＭｇとの組成バランスによる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。ただ、この不可避的不純物として、温間成形性や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、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｎ、あるいはその他の元素を含むことを許容する。より具体的には、Ｆｅ：１．５％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｎ：１．５％以下までの含有を許容する。

例えば、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。

（Ｍｇ：０．５７〜４．５％）
このＭｇ含有量は、後述するＳｉとＭｇとの組成バランスを制御して、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御するための前提となる含有範囲である。

また、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、前記自動車パネルとして必要な耐力を得る。Ｍｇの０．５７％未満の含有では、上記ＳｉとＭｇとの組成バランス制御ができなくなる。また、Ｍｇの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。このため自動車パネルとして必要な前記耐力が得られない。一方、Ｍｇが４．５％を越えて含有されると、やはり上記ＳｉとＭｇとの組成バランス制御ができなくなる。また、却ってヘム曲げ加工性やプレス成形性を低下させる。

（Ｓｉ：０．３３〜２．５％）
このＳｉ含有量は、後述するＳｉとＭｇとの組成バランスを制御して、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御するための前提となる含有範囲である。

また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含有量が０．３３％未満では、上記ＳｉとＭｇとの組成バランス制御ができなくなる。また、上記時効硬化能、プレス成形性などが低下する。一方、Ｓｉが２．５％を越えて含有されると、やはり上記ＳｉとＭｇとの組成バランス制御ができなくなる。また、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。

（ＳｉとＭｇとの組成バランス）
板の温間成形性を向上させるためには、２００〜３００℃における局部伸びが高く、かつ、この局部伸びの全伸びに対する比率を高くする。このために、本発明Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板組成では、含有するＳｉとＭｇとの組成バランスが重要となる。

このＳｉとＭｇとの組成バランス制御によって、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御する。このため、本発明ではＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が含有するＳｉとＭｇとが、下記条件Ａと条件Ｂとのいずれかを満足するものとする。
条件Ａ：Ｍｇ含有量が０．５７〜３．８％の場合には（０．５７８×Ｍｇ含有量）≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］。
条件Ｂ：Ｍｇ含有量が０．５７〜４．５％で、Ｓｉ含有量が０．３３〜２．２％の場合には［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）］。

図１に、この条件Ａと条件Ｂとなる領域Ａ、Ｂを各々示す。図１において、横軸がＭｇ含有量、縦軸がＳｉ含有量である。図１において、点線で示す中央の斜線がＳｉ含有量が（０．５７８×Ｍｇ含有量）のＭｇと当量となる線である。この斜線（点線）より上側の、斜線（点線）に平行な斜めの実線が、Ｓｉ含有量が［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］となる線である。また、この斜線（点線）より下側の、斜線（点線）に平行な斜めの実線が、Ｓｉ含有量が［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］となる線である。

これら二つの斜めの実線に囲まれた範囲が、上記条件Ａと条件Ｂとを満足する範囲となり、点線で示す中央の斜線より上側が上記条件Ａを満足する範囲、点線で示す中央の斜線より下側が上記条件Ｂを満足する範囲である。

上記条件Ａにおいて、Ｓｉ含有量が［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］を超えると（図１の点線で示す中央の斜線より上側の斜めの実線を超えると）、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率における、ＳｉのみでなるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率の比が大きくなりすぎる。その結果、破壊の起点が多くなりすぎるために、温間成形性が低下する。なお、より好ましくは、Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．２］、さらに好ましくはＳｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．１である。

上記条件Ｂにおいて、Ｓｉ含有量が［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］未満であると（図１の点線で示す中央の斜線より下側の斜めの実線を下回ると）、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率と、ＳｉのみでなるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率とを合計した総面積率が大きくなりすぎる。そのため、粗大な化合物が形成され、温間成形性が低下する。

また、上記条件Ａにおいて、Ｍｇ含有量が３．８％を超えた場合（図１のＭｇ含有量が３．８％を超えた場合）、および、上記条件Ｂにおいて、Ｓｉ含有量が２．２％を超えた場合（図１のＳｉ含有量が２．２％を超えた場合）は、いずれも、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率と、ＳｉのみでなるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の占める面積率とを合計した総面積率が大きくなりすぎる。そのため、粗大な化合物が形成され、温間成形性が低下する。

なお、上記条件ＡにおけるＭｇ含有量の上限値は、好ましくは２．８５％以下、より好ましくは、２．２１％以下である。また、上記条件ＢにおけるＳｉ含有量の上限値は、好ましくは１．６５％以下、より好ましくは１．２８％以下である。

（Ｃｕ：０．０５〜１．５％）
このＣｕ含有量は、後述するＣｕ固溶量を確保するための前提となる含有範囲である。また、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。Ｃｕ含有量が少なすぎると、後述するＣｕ固溶量を確保できない。ただ、Ｃｕ含有量が多すぎると耐食性が低下する。したがって、Ｃｕは０．０５〜１．５％の範囲で含有させる。

（固溶Ｃｕ量）
これらの温間成形性向上のための組織制御に加えて、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板にＣｕを含有させるとともに、残渣抽出法により測定したＣｕ固溶量（固溶Ｃｕ量）を、０．０１〜０．７％として、一定以上確保する。これによって、塗装焼付け時に生成する析出物を微細かつ高密度に分散させ、ベークハード性（ＢＨ性）を向上させる。

Ｃｕ固溶量が０．０１％未満であるとＢＨ性が確保できない。また、Ｃｕ固溶量が０．７％を超えると、強度が大きくなりすぎ、温間での局部伸びが低下するため、却って高温成形性が低下する。なお、Ｃｕ固溶量の下限値は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上であり、Ｃｕ固溶量の上限値は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下である。

Ｃｕ固溶量の測定は、熱フェノールによる残渣抽出法による。即ち、熱フェノールによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を溶解した上で、０．１μｍの目開き（メッシュ）サイズであるフィルターによって、この溶解液を濾過する。そして、フィルター上の残渣として、粒子サイズが０．１μｍを超えるアルミニウム合金中の酸化物、晶出物および析出物などと、濾過されたろ液とに分離する。そして、この分離されたろ液中の（沈殿および残渣などの中の）Ｃｕ量をＣｕ固溶量としてＩＣＰ発光分光分析法により分析する（フィルター上の残渣中のＣｕ量は、固溶していないＣｕ系析出物のものと見なす）。

（平均結晶粒径）
本発明では、前記した組織制御に加えて、本発明では、平均結晶粒径を小さくして、板の温間での局部伸びを増大させ、温間成形性を向上させる。２００〜３００℃における局部伸びを高くし、板の温間成形性を向上させるためには、平均結晶粒径を１０〜５０μｍとする。平均結晶粒径は小さい方が良いが、１０μｍ以下の合金は現行の量産工程で作製することは困難である。また、平均結晶粒径が５０μｍを超えると、温間での局部伸びが低下するため、温間成形性が低下する。なお、平均結晶粒径の上限値は好ましくは４５μｍ以下、より好ましくは４０μｍ以下である。

（組織）
本発明では、前記した通り、温間成形性向上のために、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織における、ＳｉとＭｇとの組成バランスを制御する。そして、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物（Ｍｇ−Ｓｉ系化合物およびＭｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系化合物）の析出を促進する一方で、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物（Ｓｉ系化合物およびＳｉ−Ｃｕ系化合物）の析出を抑制する。このような組織状態を定量的に規定できれば、再現性の点でより好ましい。この点、本発明では、温間成形性と比較的相関するものとして、これら化合物の平均総面積率や平均総面積率比で規定する。

即ち、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、電子線プローブマイクロアナライザにより分析される、重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率Ａと、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率Ｂの平均総面積率Ａとの比Ｂ／Ａとで規定できる。また、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物やＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度でも規定できる。

本発明では、これら化合物の総面積率や数密度での定量化によって、本発明の技術思想である、ＳｉとＭｇとの組成バランス制御による、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出促進と、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出抑制とを、再現性良く、複合的に裏付ける。

（化合物面積率）
前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａは１〜７％、好ましくは２〜６％とすることが好ましい。そして、その一方で、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの比ｂ／ａは１．０以下とすることが好ましい。

前記一定以上の大きさを有する、これら全化合物の総数を示す、前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａの増加にともない、温間成形性は向上する。この平均総面積率ａが少ないと、前記一定以上の大きさを有する、これら全化合物が少なすぎ、動的回復が起こりにくくなり、温間での局部伸びが低下し、温間成形性が低下する。一方で、このａが多すぎると、前記一定以上の大きさを有する、これら全化合物が多すぎ、逆に温間成形性が低下する。また、これら化合物が粗大な化合物を形成し、やはり温間成形性を低下させる。

Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの減少にともない、温間成形性が向上する。すなわち、前記全化合物に対するＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の割合が小さいほど、温間成形性が向上する。この点で、前記平均総面積率ａに対する、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの比ｂ／ａは１．０以下、好ましくは０．５以下、より好ましくは０．２以下、とすることが好ましい。

（化合物数密度）
前記した本発明の、温間成形性向上のための、ＳｉとＭｇとの組成バランス制御を介した、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出促進と、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出抑制とは、好ましくは、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との各平均数密度としても表すことができる。

即ち、好ましくは、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００個（カウント数）／ｍｍ² 以上とする。ここで、好ましい上限は２００００個（カウント数）／ｍｍ² 以下であり、より好ましくは２０００個（カウント数）／ｍｍ² 以上、１５０００個（カウント数）／ｍｍ² 以下とする。その一方で、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度は、好ましくは、２０００個（カウント数）／ｍｍ² 以下とする。ここで、好ましい下限は、２００個（カウント数）／ｍｍ² 以上であり、より好ましくは、２００個（カウント数）／ｍｍ² 以上、１５００（カウント数）／ｍｍ² 以下である。

前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が少なすぎると、動的回復が起こりにくくなり、温間での局部伸びが低下し、温間成形性が低下する。これは前記Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が少なすぎても同様である。一方で、前記Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が多すぎると、破壊の起点が多くなりすぎ、温間成形性が低下する。これはＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が多すぎても同様である。

（化合物平均面積率や平均数密度の測定）
これら重心直径の平均値が０．５μｍ以上である化合物の平均面積率や平均個数密度は、電子線プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により分析、測定できる。但し、測定に再現性を持たせるために、測定条件は、厚みｔのアルミニウム合金板の表面から１／４ｔ深さ部分の圧延方向に０．２ｍｍ² の面積を、任意の測定箇所１０箇所について、ＥＰＭＡにより走査して行ない、これらを平均化して行なうこととする。

（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、焼鈍を選択的に行った後に、冷間圧延し、その後、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。

製造する板の合金組成や各工程の設定条件によって得られる物性や組織状態は変わるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきであって、個々の工程毎に条件を厳密に設定することは適切ではない。しかし、特に、均質化熱処理と溶体化処理とを下記条件とすれば、本発明で意図する、優れた温間成形性を有するＡｌ合金板が確実に得られる。

(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。この際、均質化熱処理を２段階に分けて行うことが好ましい。１回目の均質化熱処理における加熱温度を２００〜４５０℃として、１回目の均質加熱では結晶粒の微細化に寄与する微細な析出物を形成させる。１回目の均質加熱温度が２００℃より低いと、微細な析出物が十分に得られず、結晶粒が粗大化し、温間成形性が低下する。また、均質加熱温度が４５０℃を超えると、析出物が粗大化し、温間成形性が低下する。１回目の均質加熱時間は０．５〜４０ｈｒとする。均質加熱時間が短いと、微細な析出物が十分に得られず、結晶粒が粗大化し、温間成形性が低下する。また、均質加熱時間が長いと、析出物が粗大化するとともに、結晶粒が粗大化し、温間成形性が低下する。

この１回目の均質加熱処理終了後、２回目の均質加熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、４５０℃以上、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。焼鈍温度が低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ため、温間成形性が低下する。

この２回目の均質加熱処理の際、１回目の均質加熱処理終了後、そのまま（鋳塊を冷却することなく）鋳塊を引き続き昇温して２回目の均質加熱処理を施しても、もしくは、一旦室温近くまで鋳塊を冷却し、再度昇温して、２回目の均質加熱処理を開始してもどちらでも良い。

この２回目の均質加熱温度までの昇温速度は、１回目の均質加熱処理終了後そのまま加熱する場合でも、一旦室温近くまで鋳塊を冷却した場合でも、１℃／ｈｒ以上とする。昇温速度が１℃／ｈｒより遅いと、析出物が粗大化し、温間成形性が低下する。２回目の均質加熱時間は２〜３０ｈｒ以上とする。均質加熱時間が短いと、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ため、温間成形性が低下する。また、均質加熱時間が長時間となっても、均質化の効果が飽和するため、それ以上の長時間の焼程を施しても効果は無い。

(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４００℃以下で、下限は好ましくは２５０℃以上である。

(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)
溶体化処理は、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物を再固溶させ、続く冷却（焼入れ）工程や、後の人工時効硬化処理におけるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進させるものである。このために、溶体化温度は４７０℃以上、融点未満とし、溶体化後の冷却（焼入れ）速度は５０℃／分以上、２５００℃／ｓ以下の速度とする。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た急冷とすることが好ましい。

この溶体化温度が低すぎると、溶体化処理でのＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の再固溶が不完全となり、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物が多くなり過ぎ、温間成形性向上のための、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出促進と、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出抑制とができなくなる。このため、温間成形性が低下し、前記面積比Ｂ／Ａや前記化合物数密度の条件をも満足できなくなる可能性が高い。

一方で、溶体化温度が融点を超えた場合、結晶粒が粗大化して、温間成形性が低下する。また、冷却速度が遅すぎると、冷却過程で結晶粒が粗大化するとともに、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物が析出するため、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物が多くなり過ぎ、温間成形性向上のための、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出促進と、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物析出抑制とができなくなる。このため、温間成形性が低下し、前記面積比Ｂ／Ａや前記化合物数密度の条件をも満足できなくなる可能性が高い。ただ、量産工程における設備上の冷却速度の上限は２５００℃／ｓ程度であるので、これを上限とする。

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）、１０〜１５（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合金板を表２に各々示す条件で製造し、これらの組織や温間成形性を測定、評価した。これらの結果を表３に各々示す。

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、表２に示す各条件で２段階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、板厚２．５ｍｍ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、板厚１．０ｍｍの冷延板コイルを得た。この板コイルを、連続炉で表２に示す各条件で、溶体化温度での保持時間が数秒の溶体化処理および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。

（温間局部伸び）
上記各調質処理後の板から圧延方向に対する角度が９０°方向を長手方向とする引張試験片を採取し、ＪＩＳ５号引張試験により応力−歪み曲線を得た後、温間での局部伸び（％）を求めた。引張試験時の雰囲気温度は２５０℃とし、予め雰囲気温度に到達後に引張試験片を装着し、装着後に約１０分間保持した後、引張試験を実施した。さらに、各サンプルについて３回の試験を行い、その平均値を採用した。

（ＢＨ性）
ＢＨ性（ベークハード性）は、上記各調質処理後の板と、これを１７０℃×２０分熱処理（人工時効硬化処理）後の板から、圧延方向に対する角度が９０°方向を長手方向とする引張試験片を採取し、ＪＩＳ５号引張試験により応力−歪み曲線を得た後、０．２％耐力（ＡＢ耐力：ＭＰａ）を求めた。さらに、次の式により上記調質処理後の板の耐力との差を算出し、差の大きさによりＢＨ性を評価した。ＢＨ性＝上記人工時効硬化処理後の耐力（ＡＢ耐力）−上記調質処理後の耐力（ＡＳ耐力）。引張試験時の雰囲気温度は室温とし、引張試験を実施した。さらに、各サンプルについて３回の試験を行い、その平均値を採用した。

（化合物面積率）
Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との化合物面積率の測定は、上記各調質処理後の板に対して、圧延面から０．２５ｍｍ深さまで機械研磨により削り落とし、その研磨面をＥＰＭＡ（日本電子製ＪＸＡ−８０００シリーズ、測定条件は加速電圧２０ｋＶ）により行った。測定エリアは約０．１〜０．２ｍｍ² 程度、測定時の倍率は×６００であった。計測対象は、重心直径が０．５μｍ以上の粒子を測定した。なお、計測対象を重心直径が０．５μｍ以上の大きさのものとしたのは、装置の分解能により、それ以下の粒子の検出は困難なためである。

これら測定により検出された全化合物粒子のうち、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物とを以下の要領で抽出した。先ず、ＥＰＭＡ装置により、個々の粒子に含有する構成元素分析Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの５元素の分析を行う（ａｔ％）。ここで得られる定量的な値は 各化合物粒子のサイズやＥＰＭＡのビーム径によって、分析精度に問題が生じるため、本特許では、主要含有元素の比率により、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との判別を行った。具体的な解析方法を以下に示す。

上記ＥＰＭＡ装置により、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの各量と、Ｆｅ（ａｔ％）＋Ｍｎ（ａｔ％）＋Ｍｇ（ａｔ％）＋Ｓｉ（ａｔ％）＋Ｃｕ（ａｔ％）の合計量（ＴＯＴＡＬ量）を求める。次に、１つ１つの化合物粒子につき、Ｆｅ量／合計量、Ｍｎ量／合計量、Ｍｇ量／合計量、Ｓｉ量／合計量、Ｃｕ量／合計量により、含有５元素の合計量に対するＦｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの各含有比率を求める。この内、Ｆｅ量／合計量が０．０５以下で且つＭｎ量／合計量が０．３以下のもの、また、Ｆｅ量／合計量が０．０５を超えるものでも、Ｍｇ量／合計量が０．３以上のもの、のいずれかに該当するものを、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物かＳｉ（−Ｃｕ）系化合物であるとの判別を行った。

更に、これらＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物かＳｉ（−Ｃｕ）系化合物であるとの判別を行った１つ１つの化合物粒子につき、Ｍｇ／（Ｍｇ＋Ｓｉ）が０．０５以下のものをＳｉ（−Ｃｕ）系化合物であると判別した。したがって、Ｍｇ／（Ｍｇ＋Ｓｉ）が０．０５を超えるものをＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物であると判別した。

このように、分析、判別されたＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との画像上のピクセル数の和をもって、各化合物粒子の面積を求め、その総和を測定面積で除することで、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａとした。

また、上記分析、判別されたＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の画像上のピクセル数の和をもって、各Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物粒子の面積を求め、その総和を測定面積で除することで、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂとした。そして、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの面積比はｂ／ａとした。面積率ａ、ｂの平均化は、これら面積率ａ、ｂの測定を同一試料の任意の異なる測定箇所５カ所で行い、その結果を平均して行った。

（化合物数密度）
これらの化合物粒子の面積率分析（測定）の過程で得られた、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との各々の総個数（総カウント数）を、各測定面積で除することで、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との各々の数密度（個／ｍｍ² ）を得た。

（Ｃｕ固溶量）
Ｃｕ固溶量の測定は、前記した熱フェノールによる残査抽出法による。即ち、熱フェノールによって、上記各調質処理後の板のアルミニウム合金マトリックスのみを溶解し、０．１μｍの目開き（メッシュ）サイズであるフィルターによって、この溶解液を濾過する。そして、フィルター上の残渣として、粒子サイズが０．１μｍを超えるアルミニウム合金中の酸化物、晶出物および析出物などの残査と濾過された溶液とに分離する。そして、この分離されたろ液中の（ろ液中の沈殿および残渣などの）Ｃｕ量をＩＣＰ発光分光分析法により求めた。

（平均結晶粒径）
上記各調質処理後の板の平均結晶粒径の測定は、表面から板厚１／４ｔ深さ部の圧延面の集合組織の測定により行う。具体的には、上記各調質処理後の板の、圧延方向で、垂直方向（板厚方向）に、０．２５ｍｍを機械研磨により削り落とし、バフ研磨に次いで電解研磨し、表面を調整した試料を用意した。その後、日本電子社製ＳＥＭ（JEOL JSM 5410 ）を用いてＥＢＳＰ（Electron Back Scattering (Scattered) Pattern）による結晶方位測定並びに結晶粒径測定を行った。測定領域は１５００μｍ×１５００μｍの領域であり、測定ステップ間隔は２μｍとした。ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製(OIM）を用いた。ここで±15°以内の方位のずれは同一の結晶粒に属するものとした。

（温間成形性）
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、成形高さ（破断に至るまでのパンチ深さの最大値／ｍｍ）の測定、評価を行なった。

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、板１のフランジ部分２が２６０℃になるよう、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。

この温間成形の温度条件は、本発明アルミニウム合金板の温間成形方法の条件である、アルミニウム合金板のフランジ部分を１５０〜４００℃の比較的高温とする一方、このアルミニウム合金板のパンチされる部分を１００℃以下の比較的低温としてプレス成形することを満足する。

供試板のサイズは、１２０×１２０ｍｍ、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１．２ｋｇ／ｃｍ² 、パンチ速度８０ｍｍ／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ことを意味し、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、成形高さは約２５ｍｍ以上であればよい。

表１〜３の通り、発明例は、表１の発明範囲内の各組成の合金を用い、表２の通り好ましい製造条件で製造されている。このため、表３の通り、ＭｇとＳｉとが、条件Ａ：Ｍｇ含有量が０．５７〜３．８％の場合には（０．５７８×Ｍｇ含有量）≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］、条件Ｂ：Ｍｇ含有量が０．５７〜４．５％でＳｉ含有量が０．３３〜２．２％の場合には［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）］のいずれかを満足する。また、残渣抽出法により測定したＣｕ固溶量や平均結晶粒径が発明範囲内である。

上記ＳｉとＭｇとの組成バランス制御によって、発明例は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御している。したがって、表３の通り、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａが１〜７％である好ましい条件を満たす。また、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの比ｂ／ａが１．０以下である好ましい条件も満たす。更には、前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以上であって、前記Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以下である好ましい条件も満たす。

これらの結果、発明例は、表３の通り、板の特性として、２５０℃における局部伸びが高く、温間成形での成形高さは２５ｍｍ以上であり、ＢＨ性（ベークハード性）にも優れ、温間成形性とＢＨ性とを兼備できている。

これに対して、表２の通り、比較例２６〜３２は、表１の発明範囲内の組成の合金を用いているものの、表２の通り製造条件が好ましい範囲から外れる。このため、比較例２６〜３２は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の組織において、Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を促進し、かつ、Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の析出を抑制する方向に制御していない。したがって、表３の通り、前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物やＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の、面積率や数密度などのいずれかの条件を満たさない。これらの結果、比較例２６〜３２は、表３の通り、板の特性として、２５０℃における局部伸びや、温間成形での成形高さ、ＢＨ性のいずれかが発明例に比して著しく劣る。

比較例１９〜２２は、表１の通り、ＭｇとＳｉとが前記条件Ａか条件Ｂのいずれかが発明範囲から外れる発明範囲外の組成の合金を用いている。このため、比較例１９〜２２は、表２の通り製造条件が好ましい範囲内であるものの、表３の通り、前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物やＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の、面積率や数密度などの条件を満たさない。したがって、比較例１９〜２２は、表３の通り、特性的に、温間成形性かＢＨ性かいずれか、または両方が発明例に比して著しく劣り、これらが兼備できていない。

また、Ｃｕが少なすぎるか多すぎる、あるいはＣｒが多すぎる点で、発明範囲外の組成である比較例２３〜２５は、表２の通り製造条件が好ましい範囲内で、表３の通り、前記Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物やＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の、面積率や数密度などの条件を満たすものの、表３の通り、特性的に、温間成形性かＢＨ性かのいずれかが発明例に比して劣り、これらが兼備できていない。

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、温間成形性とＢＨ性とを兼備するための臨界的な意義が裏付けられる。

本発明によれば、ベークハード性を低下させずに、温間成形性を向上させた６０００系Ａｌ合金板および、その温間成形方法を提供できる。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Ｍｇ₂ Ｓｉ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 (5)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．５７〜４．５％、Ｓｉ：０．３３〜２．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、ＭｇとＳｉとが、条件Ａ：Ｍｇ含有量が０．５７〜３．８％の場合には（０．５７８×Ｍｇ含有量）≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）＋０．３］、条件Ｂ：Ｍｇ含有量が０．５７〜４．５％でＳｉ含有量が０．３３〜２．２％の場合には［（０．５７８×Ｍｇ含有量）−０．４］≦Ｓｉ含有量≦［（０．５７８×Ｍｇ含有量）］のいずれかを満足するとともに、残渣抽出法により測定したＣｕ固溶量を０．０１〜０．７％とし、更に、平均結晶粒径を１０〜５０μｍとしたことを特徴とする、ベークハード性に優れた温間成形用アルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金板の組織において、電子線プローブマイクロアナライザにより分析される、重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物とＳｉ（−Ｃｕ）系化合物との平均総面積率ａが１〜７％である一方で、このＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均面積率ｂの、前記平均総面積率ａとの比ｂ／ａが１．０以下である請求項１に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
3. 前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＭｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以上であって、前記重心直径の平均値が０．５μｍ以上であるＳｉ（−Ｃｕ）系化合物の平均数密度が２０００カウント／ｍｍ² 以下である請求項２に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
4. 前記アルミニウム合金板において、前記不純物として、質量％で、Ｆｅ：１．５％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｎ：１．５％以下の含有まで許容する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
5. 請求項１乃至４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板を温間成形するに際して、このアルミニウム合金板のフランジ部分を１５０〜４００℃の比較的高温とする一方、このアルミニウム合金板のパンチされる部分を１００℃以下の比較的低温としてプレス成形することを特徴とする温間成形方法。

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