JP5495538B2 - 焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法 - Google Patents

Description

本発明は、主要な添加元素としてＭｇとＳｉを含む、６０００系アルミニウム合金を、加熱された金型を用いて温間成形する、温間プレス成形方法に関するものである。

近年、自動車の車体を軽量化する手段として、鋼板からアルミニウム合金板への材料の転換が進められている。しかし、アルミニウム合金板はプレス成形性が鋼板よりも劣っているため、複雑な形状の部品への適用は困難である。また、アルミニウム合金の成形性及び強度は、Ｍｇの含有量の増加とともに向上することから、当初、自動車のパネル等の部材には、主要な元素として、Ｍｇを含有する５０００系アルミニウム合金が適用されていた。

一方、主要な元素として、ＭｇとＳｉとを含む６０００系アルミニウム合金は、５０００系アルミニウム合金と比べて、プレス成形性は劣る。しかし、６０００系アルミニウム合金は、ＭｇとＳｉの微細な析出物の生成により、焼付硬化性（Bake Hardenability、ＢＨ性という。）を発現するという特徴がある。

自動車の製造工程である焼付塗装処理では、車体に約１７０℃で２０分程度の熱処理が施される。したがって、析出強化によって、処理前に比べて強度が上昇する６０００系アルミニウム合金は、自動車の車体に好適な材料である。そのため、室温でのプレス成形性とＢＨ性を両立させた、６０００系アルミニウム合金及びその製造方法が提案されている（例えば、特許文献１、２）。

このような材料の開発と並行して、成形性に劣るアルミニウム合金板を利用するための、成形技術の開発も進められている。特に、成形性に優れる５０００系アルミニウム合金を、加熱した金型で成形すると室温での成形に比べて深絞り性が向上し、複雑な形状への成形が可能になる。本発明者らの一部も、５０００系アルミニウム合金板の温間成形方法を提案している（例えば、特許文献３）。

また、焼付硬化性を有するアルミニウム合金（焼付硬化型アルミニウム合金という。）の温間成形方法も提案されている（例えば、特許文献４〜６）。このうち、特許文献４では、強度を低下させ、成形性を向上させるために、析出物を生成させ、成長させる技術が提案されている。また、特許文献５では、Ｆｅ及びＭｎの固溶量を制限し、２００〜３００℃の温度での延性を改善する技術が提案されている。しかし、これらは６０００系アルミニウム合金の温間での成形性の向上を図ったものであり、ＢＨ性を利用するものではない。

これらに対して、特許文献６では、ＢＨ性を発現する６０００系アルミニウム合金の温間成形方法が提案されている。これは、溶体化処理後、室温で時効させたものであるが、自動車の車体に適用するには、より優れた成形性及びＢＨ性が必要である。

特開平０９−２４９９５０号公報 特開平１０−２１９３８２号公報 特開２００７−１２５６０１号公報 特開平０２−１９０４５６号公報 特開２００２−３４８６２５号公報 特開２００６−２０５２４４号公報

本発明は、６０００系アルミニウム合金板の成形性及びＢＨ性を、特に、自動車の車体などに適用した際に、軽量化に大きく寄与し得るレベルにまで向上させる、焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形を提案するものである。

本発明者らは、６０００系アルミニウム合金板の温間でのプレス成形性とＢＨ性とを同時に向上させるための方法を検討した。その結果、溶体化処理後、７０℃以上１５０℃未満で熱処理を施すことにより、予想を超えて、成形性とＢＨ性が向上することが判明した。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｍｇ：０．３０〜２．００％、Ｓｉ：０．２０〜２．１０％を含有し、さらに原子％でＳｉ−Ｍｇ／２≧０．６４を充足し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる６０００系アルミニウム合金板を溶体化処理後、更に、７０℃以上１５０℃未満で熱処理を施し、その後、該６０００系アルミニウム合金板を、フランジ部分の温度が１７０℃以上であるダイスと、該ダイスのフランジ部分よりも低温であるポンチを用いて成形することを特徴とする焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（２） 前記６０００系アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｇ：０．３０〜２．００％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（３） 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする上記（２）に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（４） 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．４０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、Ｆｅ：０．０２〜０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（２）又は（３）に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（５） 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．０３〜１．００％を含有することを特徴とする上記（２）〜（４）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（６） 前記溶体化処理を５００〜５９０℃で行い、７０℃未満に冷却した後、７０℃以上１５０℃未満で３０分〜３０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（７） 前記溶体化処理の後、熱処理までの間に、室温で２時間以上保持することを特徴とする上記（６）に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（８） 前記溶体化処理を５００〜５９０℃で行い、７０℃未満に冷却することなく、７０℃以上１５０℃未満で３０分〜３０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（９） 前記ポンチの温度が、ダイスのフランジ部分の温度よりも１７０℃以上低いことを特徴とする上記（１）〜（８）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（１０） 前記６０００系アルミニウム合金板が、７０％超の圧下率の冷間圧延で製造されたものであることを特徴とする上記（１）〜（９）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（１１） 前記６０００系アルミニウム合金板が、冷間圧延の後、中間焼鈍が施され、更に、最終冷間圧延が施されて製造されたものであることを特徴とする上記（１）〜（９）の何れかに記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（１２） 前記最終冷間圧延の圧下率が７０％超であることを特徴とする上記（１１）に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。

本発明により、プレス成形性が格段に向上し、かつ極めて良好なＢＨ性を有する６０００系アルミニウム合金板の温間プレス成形方法の提供が可能になり、特に、自動車の車体等に適用する場合は、成形性の向上によって、適用できる部材やデザインの自由度が拡大し、強度の上昇によって、デント性の向上や、板厚の削減への貢献という可能性もあり、更には、成形時に金型温度を上昇させることで延性が増大し、穴広げ性が向上するなど、産業上の貢献が極めて顕著である。

本発明の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法では、プレス成形性の目標を従来の鋼板以上とし、ＢＨ性の目標を自動車の外板に適用する際のレベルとする。プレス成形性が、限界絞り比（ＬＤＲ）で評価し、目標値を２．５以上とする。また、ＢＨ性は、２％の引張予歪を加えた後、１７０℃で２０分の焼付熱処理を施した後の降伏強度と、焼付熱処理前の降伏強度との差で評価し、目標値を５０ＭＰａ以上とする。

従来、焼付硬化型アルミニウム合金の温間プレス成形では、ＢＨ性を有する鋼板を室温でプレス成形する場合と同様、成形前の強度を低下させることが好ましいと考えられていた。そのため、６０００系合金を溶体化処理した後、成形性を損なわないように自然時効させ、温間成形時の金型による加熱を利用して、ＢＨ性を付与する方法が提案されている。即ち、ＢＨ性を付与するための熱処理に伴う強度の上昇は、温間でのプレス成形性を低下させると考えられていた。

しかし、本発明者らは、次のように考え、ＢＨ性を付与する熱処理を施した焼付硬化型アルミニウム合金を温間プレス成形する方法を指向した。まず、温間プレス成形では、ダイスのフランジ部分を加熱し、これに接触する材料を軟化させる。次に、ポンチの温度をダイスのフランジ部分の温度よりも低くし、ポンチに接触する材料の強度を、ダイスのフランジ部分に接触する材料の強度よりも高める。このような状態で絞り成形を行うと、フランジ部分に接触している材料の強度は低くなり、特に、ポンチ肩部に接触している材料の強度はフランジ部に比べて高くなる。

本発明の温間プレス成形は、このような、部位による強度差を利用して、絞り成形性を高める方法である。したがって、成形前の強度を低下させることよりも、加熱された材料の高温での軟化が重要である。このように考えると、室温での強度が高く、温間成形に好適な温度域、例えば、１５０〜３００℃という温度での強度が低下し易い材料は、温間プレス成形に適した材料であるということができる。

このような考え方に基づいて、更に、本発明者らは、ＢＨ性を付与する熱処理の条件や、温間プレス成形の条件について検討を行った。その結果、６０００系アルミニウム合金板の、溶体化処理後の熱処理の温度は７０℃以上１５０℃未満が、ダイスのフランジ部分の加熱温度は１７０℃以上が好適であり、これにより、従来以上に優れたプレス成形性と、ＢＨ性とを確保できることを見出した。なお、本発明では、ダイスのうち、しわ押さえ金型と相対する部分をダイスのフランジ部分という。

更に、深絞り成形性は、加熱されたダイスに接触する部分の材料の強度と、ポンチに接触する部分の材料の強度との差の拡大にしたがって向上するため、特に、ポンチの肩部は加熱せず、冷却することが好ましい。また、深絞り成形性の向上には、フランジ部分の材料の流入抵抗を低下させることも有効である。そのため、温間成形では、ダイスのフランジ部分の温度を高める必要があり、本発明では１７０℃以上とする。一方、ダイスのフランジ部分の温度の上限は、潤滑剤の使用温度の制限により、３００℃以上とすることは難しく、２７０℃以下とすることが好ましい。

また、６０００系アルミニウム合金のＢＨ性及び成形性は、ＭｇとＳｉのクラスタの形成によって変化する。なお、クラスタとは、溶質原子であるＭｇ、Ｓｉの一方又は双方の原子集団と定義され、析出物の前駆状態である。更に、本発明では、７０℃未満で形成されるクラスタを低温クラスタ、７０℃以上１５０℃未満で形成されるクラスタを高温クラスタと定義する。また、高温クラスタは、保持温度が高く、保持時間が長くなると、成長してベータ・ダブル・プライム（β”）となる。

例えば、１７０℃で２０分保持する場合、高温クラスタが新たに核生成したり、生成していた高温クラスタが成長するか、又は、β”となり、ＢＨ性を発現する。したがって、ＢＨ性を向上させるためには、溶体化処理後、７０℃以上１５０℃未満の温度で保持し、高温クラスタを形成させておくことが必要である。

一方、７０℃未満の温度で形成される低温クラスタは、ＢＨ性の向上には寄与しないが、室温付近での成形性の向上には有効である。部材の形状によっては、ポンチの底部に接触する材料に張出成形性が要求される場合がある。したがって、温間プレス成形を行う際に、ポンチの底部の形状で張出成形される場合には、低温クラスタを生成させて室温での成形性を高めておくことが好ましい。

また、温間成形では、ポンチに接触する部分の材料強度を上昇させると、深絞り成形時の材料の流入力が増加するため、高い成形性が得られる。これは、ポンチに接触する部分の成形温度を変えることなく、室温での材料強度を向上させることによって達成される。ポンチに接触する部分の材料強度を上昇させる方法として、アルミニウム合金板の結晶粒の微細化は、効果的な方法である。そのためには、冷間圧延の圧下率を高めて、溶体化処理を行うことが好ましい。

更に、材料の塑性異方性の低減は、ダイスに接触する部分の材料流入抵抗の低下によって、温間成形でも、成形性の向上に有効である。塑性異方性の低減は、具体的にはアルミニウム合金板のｒ値の異方性を低減させることである。そのためには、特定の結晶方位を集積させないように、冷間圧延の途中で中間焼鈍を施し、再結晶の回数を増やすことが好ましい。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の焼付硬化型アルミニウム合金の成分組成について説明する。本発明の温間プレス成形方法には、自動車用の材料に好適な、ＭｇとＳｉとを必須成分として含有する６０００系アルミニウム合金を採用することが必要である。これは、優れたＢＨ性を得るためである。なお、溶体化処理後の熱処理によって形成させるＭｇ原子とＳｉ原子とからなる高温クラスタ及び低温クラスタの組成は、Ｓｉ原子が核となった構造である。したがって、ＭｇよりもＳｉを多く含有することが好ましい。なお、以下、％は、質量％を意味する。

Ｍｇ及びＳｉの含有量は、それぞれ、０．３０〜２．００％及び０．２０〜２．１０％とする。これにより、高温クラスタ及び低温クラスタの核生成が促進され、ＢＨ性や成形性の向上が顕著になる。また、高温クラスタ及び低温クラスタの生成を促進させるには、この範囲内で、ＭｇよりもＳｉの添加量を多くすることが好ましく、これにより、ＢＨ性及び成形性の向上に効果的である。
含有Ｓｉ量としては、含有されるＭｇとＭｇ _２ Ｓｉを形成して消費される分を減算して、さらに、組織中に０．６４ａｔ％以上（表１の実施例Ｎｏ．４参照）存在していればよい。
一方、Ｍｇ及びＳｉの添加量が、それぞれ、０．３％及び０．２０％に満たない場合は、塗装焼付処理の温度が低い場合や、時間が短い場合に、ＢＨ性が不十分になることがある。また、ＢＨ性を高めるためには、Ｓｉ量の下限値を０．３０％以上にすることが更に好ましい。これに対して、Ｍｇ及びＳｉの添加量が、それぞれ、２．００％及び２．１０％を超えると、溶体化処理の温度が低い場合には、平衡相であるＭｇ₂Ｓｉが残留して、室温での成形性がやや低下する可能性がある。温間成形性を高めるには、Ｓｉの添加量を２．００％以下にすることが更に好ましい。Ｍｇ及びＳｉの添加量の、更に好ましい上限は、それぞれ、１．００％及び１．６０％である。

Ｃｕは、特に、室温での成形性への寄与が大きい元素であり、また、高温クラスタの形成を促進する効果も期待できることから、０．１０〜０．９０％を添加することが好ましい。Ｃｕを０．１０％以上添加すると、成形性の向上が顕著になる。一方、Ｃｕ量が、０．９０％を超えると、耐食性が劣化することがある。

更に、結晶粒径を微細化させるため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を含有させてもよい。

Ｔｉ及びＢは、微量の添加によって鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性等の改善に有効な元素である。この効果を得るには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１５０％超、Ｂの含有量が０．０５００％超になると、晶出物の形成によって、成形性が劣化することがある。したがって、Ｔｉの含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．１５０％であり、Ｂの含有量の好ましい範囲は０．０００１〜０．０５００％である。

Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅは、結晶粒の微細化によって成形性を向上させる元素であり、また、強度の向上にも寄与する。この効果を得るには、Ｍｎは０．０３％以上、Ｃｒは０．０２％以上、Ｆｅは０．０２％以上を含有することが好ましい。一方、Ｍｎが０．４０％を超え、Ｃｒが０．１５％を超え、Ｆｅが０．５０％を超えると、晶出物の生成により、成形性を損なうことがある。したがって、Ｍｎは０．０３〜０．４０％、Ｃｒは０．０２〜０．１５％、Ｆｅは０．０２〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。

更に、強度を向上させるため、必要に応じて、Ｚｎを含有させてもよい。

Ｚｎは、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｎの含有量が、１．００％を超えると強度の上昇により、成形性を損なうことがある。したがって、Ｚｎの添加量は、０．０３〜１．００％とすることが好ましい。

また、鋳塊組織の微細化に効果的であるＳｃを含有させてもよい。Ｓｃは、０．０１〜０．２０％の範囲とすることが好ましい。

本発明のアルミニウム合金は、主要な元素としてＭｇ及びＳｉを含有する６０００系アルミニウム合金、好ましくは、上述の成分からなる６０００系アルミニウム合金の冷延板を溶体化処理した後、更に、７０℃以上１５０℃未満で熱処理を施して製造される。なお、本発明のアルミニウム合金の冷延板は、常法により、溶解、鋳造し、熱間圧延後、冷間圧延によって製造される。冷間圧延の途中に、中間焼鈍を施してもよい。なお、中間焼鈍を施す場合、中間焼鈍前の冷間圧延を一次冷間圧延といい、中間焼鈍後、溶体化処理前の冷間圧延を最終冷間圧延という。

溶体化処理の温度は、冷延板に生じている析出物、特に、平衡相であるＭｇ₂Ｓｉを溶解させて、ＭｇとＳｉを固溶させるために、５００℃以上で行うことが好ましい。一方、Ｍｇ、Ｓｉの含有量によっては、溶体化処理の温度が高すぎると結晶粒界が溶融することがあるため、上限を５９０℃以下とすることが好ましい。

溶体化処理では、最高温度に到達後、保持せずに冷却してもよいが、０．１〜５分の保持を行うことが好ましい。保持時間の下限を０．１分以上にすると、Ｍｇ₂Ｓｉの溶解が促進され、Ｍｇ及びＳｉの固溶量が増加する。なお、生産性を高めるためには、加熱炉内を通板させる連続加熱処理設備を用いることが好ましい。しかし、溶体化処理の保持時間を長くするには、加熱炉を長くするか、通板速度を遅くする必要があり、生産性を損なうため、５分以下とすることが好ましい。

溶体化処理後の冷却は空冷でよいが、ヘミング加工を施す場合は、曲げ性を向上させるために、送風手段を用いて強制冷却することが好ましい。特に、溶体化処理後、２５０℃までは、１０℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。これにより、２５０℃以上での析出物の形成が防止され、強度の上昇を抑制することができ、また、ＢＨ性の向上やプレス成形性の向上に寄与する固溶Ｍｇ及び固溶Ｓｉを確保することができる。なお、冷却速度を制御するために、ミスト冷却や水冷を行ってもよい。

溶体化処理後の熱処理を７０℃以上１５０℃未満で施す理由は、上述のように、高温クラスタの生成の促進である。なお、溶体化処理後の７０℃以上１５０℃未満での熱処理を、本発明では安定化処理ともいう。安定化処理の温度が７０℃未満では高温クラスタよりも優先的に低温クラスタが生成して、ＢＨ性が不十分になる。一方、安定化処理の温度が１５０℃以上になると、β”の生成によって強度が高くなり、温間プレス成形性が若干低下する。これにより、複雑な形状を有する部品への適用が難しくなる。

また、本発明の温間プレス成形方法では、ＢＨ性の向上を重視することから、安定化処理の保持時間を、３０分以上にすることが好ましい。一方、安定化処理の保持時間が、３０時間を超えると、強度が高くなり、温間プレス成形性が若干低下する。

なお、ＢＨ性に加えて、室温での成形性を向上させるためには、溶体化処理後、７０℃未満に冷却してから、安定化処理を施すことが好ましい。これは、７０℃未満に冷却すると、室温でのプレス成形性に寄与する低温クラスタが生成するためである。

更に、室温でのプレス成形性の向上が求められる場合には、溶体化処理後、室温まで冷却し、安定化処理を施すまでに、２時間以上保持することが好ましい。更に、室温でのプレス成形性を重視する場合は、２日以上室温で保持してもよい。一方、ＢＨ性を向上させる効果を得るには、室温での保持は７日以下にすることが好ましい。なお、本発明での室温は、季節によって変動するものの、−４０℃未満や、５０℃超になる可能性は低い。

これに対して、室温での成形性よりもＢＨ性を重視する場合には、溶体化処理後、７０℃未満に冷却することなく、安定化処理を施すことが好ましい。これには、巻取後のコイルの冷却速度が著しく低下することを利用すればよく、溶体化処理後の巻取温度を７０℃以上１５０℃未満とすることが好ましい。巻取温度の下限は、溶体化処理から安定化処理までの時間が長い場合は、必要に応じて高めればよく、８０℃以上にすることが好ましい。

冷間圧延の途中に中間焼鈍を施すと、溶体化処理の前に再結晶させることができる。そのため、中間焼鈍を施さない場合に比べて、集合組織が等方的になり、塑性異方性が低減する。したがって、中間焼鈍によって、材料板面内のｒ値の方向差が低減し、深絞り成形における材料流入抵抗が低下して、温間成形性が向上する。

中間焼鈍は、冷間圧延後の加工組織を再結晶させるために、４００℃以上の温度で行えばよいが、温度が５００℃未満であると、再結晶に要する時間が長くなる。一方、中間焼鈍の温度が５９０℃を超えると、成分によっては、結晶粒界が溶融することがある。そのため、生産性及び製造性を考慮すると、中間焼鈍は、５００〜５９０℃で行うことが好ましい。また、連続焼鈍の場合、最高温度に到達した後、保持せずに冷却してもよく、一方、保持時間が３００ｓを超えると、生産性を損なうため、保持時間は３００ｓ以下が好ましい。また、再結晶を促進させるには、保持時間を６０ｓ以上にすることが好ましい。

また、温間成形性を向上させるためには、冷間圧延の圧下率を高めることが好ましい。冷間圧延の圧下率を７０％以上にすれば、溶体化処理後の結晶粒が微細化し、ポンチに接触する部分の材料強度が高くなるため、温間成形性が向上する。なお、結晶粒を微細化させるためには、溶体化処理前の加工組織に蓄積される歪み量を高めることが必要であるため、中間焼鈍を施す場合は、溶体化処理前の最終冷間圧延の圧下率を７０％以上にすることが好ましい。しかし、中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延の圧下率を７０％以上にすると、圧下率が７０％未満である場合と比較して、若干、塑性異方性の低減の効果が小さくなることがある。

６０００系アルミニウム合金を製造後、温間プレス成形を施す。なお、製造後、室温での保持によって低温クラスタが生成することがあるため、製造から３ヶ月以内に温間プレス成形を施すことが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金の温間プレス成形方法では、ダイスのフランジ部分の温度とポンチの温度が極めて重要である。上述のように、温間プレス成形性は、ダイスのフランジ部分に接触する材料の軟化と、特にポンチ肩部に接触する材料の強度の確保によって向上する。そのため、ポンチの温度、特に、ポンチ肩部の温度は、ダイスのフランジ部分の温度よりも低下させることが必要である。

ダイスのフランジ部分に接する材料の流入抵抗を減少させるためには、ダイスのフランジ部分の温度を１７０℃以上にすることが必要である。これは、６０００系アルミニウム合金が１７０℃以上になると、強度の低下に伴う流入抵抗の低下が顕著になるためである。なお、深絞り性を向上させるには、ダイスのフランジ部分の温度を２００℃以上にすることが好ましい。これにより、スプリングバックによる成形品の形状不良の防止も可能になる。また、材料の温度が高い状態で穴広げ加工を施してもよい。アルミニウム合金の延性は、温度の上昇によって向上するため、温間での成形は、穴広げ性の向上にも有効である。

ダイスの加熱を行う具体的な手段としては、ダイス、特に、ダイスのフランジ部分にヒーターを埋め込み、加熱すればよい。しわ押さえ金型にヒーターを埋め込んで加熱してもよい。また、ダイスのフランジ部分の温度をポンチの温度よりも高くしていても、アルミニウム合金板がダイスのみと接触していては、熱伝導によってポンチ肩部の温度が、ダイスのフランジ部分の温度と同等に上昇し、軟化することがある。そのため、プレス成形を行う際には、ダイスで材料を挟持する際に、同時に、ポンチを材料に接触させることが好ましい。

更に、深絞り性を向上させるためには、ダイスのフランジ部分の温度とポンチの温度との差を１７０℃以上とすることが好ましい。このような温度差を付与するには、ポンチ、特に、ポンチ肩部の内部に冷媒を循環させることが好ましい。冷媒は水でもよいが、０℃以下に冷却する場合は、アルコール、グリセリン等を用いることが好ましい。

表１に示した成分を有する６０００系アルミニウム合金を、実験室で溶解、鋳造し、熱間圧延及び冷間圧延を施して、厚みが１ｍｍの冷延板とした。これらの冷延板から、後述する温間プレス成形試験及び引張試験、並びに、ＢＨ性の評価試験に供する試験片を採取した。温間プレス成形に供する試験片は円盤状であり、引張試験片は、圧延方向を長手方向とする、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片である。なお、表１の空欄は、成分を意図的に添加していないことを意味する。

これらの試験片を、５６０℃のソルトバス中に１分間保持し、水中に焼入れ、冷却した。冷却後は室温での保持を避けるため、直ちに、液体窒素中に保管した。溶体化処理後の室温での保持時間は、１〜２分程度であり、溶体化処理後の低温クラスタの生成による影響を無視することができる。

その後、一部の試験片は、室温で保持した。なお、室温は２５℃である。更に、試験片には、６０〜２００℃のオイルバスを用いて、安定化処理を模擬する熱処理を施した。表２に、室温での保持時間を示し、また、オイルバスの温度及び保持時間を安定化処理の保持温度及び保持時間として示す。表２の溶体化処理後の欄の空欄は、溶体化処理後に７０℃未満にすることなく安定化処理を施したことを意味する。

安定化処理後、温間プレス成形試験及び引張試験、ＢＨ性評価試験を行った。温間プレス成形試験は、フランジ部分にヒーターを埋め込んだダイスを有する深絞り試験装置を用いて行った。ポンチは円筒状で、外径は７８ｍｍであり、ダイスの内径は８０ｍｍである。ポンチの内部には水を循環させて、肩部の表面の温度を３０℃とした。

温間プレス成形性は、限界絞り比（ＬＤＲ）で評価した。ＬＤＲは、破断させずに絞り抜くことのできる試験片の最大の直径を、ポンチの外径で除して求められる値である。なお、温間プレス成形試験には二硫化モリブデンに水を加えた潤滑剤を用いた。また、しわ押さえ圧は１ｔｏｎ以下とした。

引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、安定化処理後の降伏強度（ＢＨ前ＹＳ）を測定した。また、塗装焼付処理を模擬して、２％の引張予歪を与えた試験片を１７０℃のオイルバス中に２０分保持し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、塗装焼付後の降伏強度（ＢＨ後ＹＳ）を測定した。更に、ＢＨ後ＹＳとＢＨ前ＹＳとの差（ΔＹＳ）を求めた。なお、降伏強度は０．２％耐力である。実際の部材では、温間プレス成形後、塗装焼付処理が施されるので、ＢＨ性は、本実施例の結果よりも向上すると考えられる。

結果を表３に示す。Ｎｏ．２〜８、１１〜１３は、本発明の例であり、ＬＤＲが２．５以上、ΔＹＳが５０ＭＰａである。なお、Ｎｏ．１１〜１３は、溶体化処理後に７０℃未満に冷却した後、安定化処理を施す製造方法を模擬した例である。また、Ｎｏ．８は、Ｓｉ量が若干多いため、その他の発明例に比べて、ＬＤＲや、ΔＹＳが若干低くなっている。

一方、Ｎｏ．９、１０、１４は比較例である。Ｎｏ．９は、温間プレス成形のダイスのフランジ部分の温度が低いため、ＬＤＲが十分ではない。Ｎｏ．１０は、安定化処理の温度が高いため、β”が析出して強度が上昇し、ＬＤＲ及びΔＹＳが低下した例である。Ｎｏ．１４は、安定化処理の温度が低いため、高いＢＨ性が得られなかった例である。

実施例１と同様にして、表４に示した成分を有する６０００系アルミニウム合金を、実験室で溶解、鋳造し、熱間圧延を施した。得られた熱延板に、表５に示す条件で冷間圧延を施し、一部は、中間焼鈍を行い、厚みが１ｍｍの冷延板を得た。これらの冷延板から、実施例１と同様にして、温間プレス成形試験及び引張試験、及び、ＢＨ性の評価試験に供する試験片を採取し、表５に示した条件で、溶体化処理を施した。

溶体化処理はソルトバス中に浸漬して行い、水中に焼入れ、冷却した。保持時間は、予め、熱電対を装着した試験片を用いて、種々の条件で温度の時間変化を測定し、得られた加熱曲線に基づいて制御した。冷却後は室温での保持を避けるため、溶体化処理後の室温での保持時間が１〜２分程度になるようにして、液体窒素中に保管した。その後、一部の試験片は、表５に示す条件で室温で保持した。なお、室温は２５℃である。

更に、試験片には、実施例１と同様に、オイルバスを用いて、表５に示した条件で、安定化処理を模擬する熱処理を施した。表５の溶体化処理後の欄が空欄である例は、溶体化処理後に７０℃未満にすることなく安定化処理を施したものである。これらは、溶体化処理後、７０℃未満に冷却することなく、安定化処理を施す製造方法を模擬したものである。

安定化処理後、実施例１と同様に、温間プレス成形試験及び引張試験、ＢＨ性評価試験を行った。表６は、温間成形プレス試験での、ポンチ温度、ダイス温度、金型温度差であり、いずれも同じ条件で試験を実施した。また、塑性異方性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して評価した。ｒＬ、ｒｃ、ｒｘは、長手方向を、それぞれ、圧延方向、幅方向、４５°方向とした試験片を用いて評価したｒ値である。また、Δｒは、これら３方向のｒ値の異方性差を表す指標であり、
Δｒ＝（ｒＬ＋ｒＣ）−２ｒＸ）／２
で定義される。

結果を表７に示す。Ｎｏ．１６−１〜２０−４は、何れも発明例であり、ＬＤＲが２．５以上、ΔＹＳが５０ＭＰａである。また、表７に示したように、冷間圧延率が高いと、ＢＨ前ＹＳが高くなり、中間焼鈍を施すと、Δｒが小さくなり、ＬＤＲが大きくなる。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｍｇ：０．３０〜２．００％、
   Ｓｉ：０．２０〜２．１０％を含有し、
   さらに原子％でＳｉ−Ｍｇ／２≧０．６４を充足し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる６０００系アルミニウム合金板を溶体化処理後、更に、７０℃以上１５０℃未満で熱処理を施し、その後、該６０００系アルミニウム合金板を、フランジ部分の温度が１７０℃以上であるダイスと、該ダイスのフランジ部分よりも低温であるポンチを用いて成形することを特徴とする焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
2. 前記６０００系アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｇ：０．３０〜２．００％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
3. 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする請求項２に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
4. 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．４０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％、Ｆｅ：０．０２〜０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２又は３に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
5. 前記６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．０３〜１．００％を含有することを特徴とする請求項２〜４の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
6. 前記溶体化処理を５００〜５９０℃で行い、７０℃未満に冷却した後、７０℃以上１５０℃未満で３０分〜３０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
7. 前記溶体化処理の後、熱処理までの間に、室温で２時間以上保持することを特徴とする請求項６に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
8. 前記溶体化処理を５００〜５９０℃で行い、７０℃未満に冷却することなく、７０℃以上１５０℃未満で３０分〜３０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
9. 前記ポンチの温度が、ダイスのフランジ部分の温度よりも１７０℃以上低いことを特徴とする請求項１〜８の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
10. 前記６０００系アルミニウム合金板が、７０％超の圧下率の冷間圧延で製造されたものであることを特徴とする請求項１〜９の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
11. 前記６０００系アルミニウム合金板が、冷間圧延の後、中間焼鈍が施され、更に、最終冷間圧延が施されて製造されたものであることを特徴とする請求項１〜９の何れか１項に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
12. 前記最終冷間圧延の圧下率が７０％超であることを特徴とする請求項１１に記載の焼付硬化型アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。