(57)【要約】【課題】  主に自動車ボディシートに用いるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の高成形性の確保と成形加工の高生産性維持の両立をはかる。【解決手段】  時効硬化により亜時効状態にあるかまたは圧延加工により加工硬化した状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板について、その冷間プレス成形前に、部分的に溶体化処理を行って、加熱部と非加熱部とに強度差を付与し、強度の低い加熱部をシワ押さえ部分に、強度の高い非加熱部をパンチ肩部に当てて冷間プレス成形を行う。部分的溶体化処理においては、加熱部の加熱到達温度を４８０℃以上５８０℃未満として５０℃／ｍｉｎ以上で急冷する。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
所定の板厚まで圧延されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の全体に溶体化処理を施した後、時効硬化させて亜時効状態とし、さらに板全体のうち、予めある領域を加熱部と定めるとともにその加熱部以外の領域を非加熱部と定めて、前記加熱部に部分的に溶体化処理を施して時効析出物を固溶させた後急冷することにより、溶体化処理後の室温における加熱部の強度を非加熱部の強度よりも低下させることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
圧延板全体に溶体化処理を施した後における亜時効状態とするための処理として、０℃以上４０℃未満の範囲内の温度で保持する常温時効処理と、４０℃以上１８０℃未満の範囲内の温度で保持する人工時効処理とのうち、いずれか一方の処理、もしくは双方を組合わせた処理を施すことを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項３】
所定の板厚まで圧延して加工硬化した状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の板全体のうち、予めある領域を加熱部と定めるとともにその加熱部以外の領域を非加熱部と定めて、前記加熱部に部分的に溶体化処理を施して加工組織を回復もしくは再結晶させた後急冷することにより、溶体化処理後の室温における加熱部の強度を非加熱部の強度よりも低下させることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
冷間プレス成形時にパンチ肩部が接触することになる領域よりも外側の部分のうち全部または一部を前記加熱部と定めておくとともに、その加熱部以外の領域のうち、少なくともパンチ肩部が押し当てられるべき部分を前記非加熱部と定めておくことを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
前記部分的溶体化処理として、非加熱部を除いて加熱部のみを４８０℃以上５８０℃未満の範囲内の温度に加熱して５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５０℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
前記部分的溶体化処理後の室温における非加熱部の引張強さと加熱部の０．２％耐力との差を、部分的溶体化処理後で２０ＭＰａ以上増大させることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜請求項６のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
部分的溶体化処理における加熱部に、アルミニウム合金板ブランクのうち、プレス成形時にパンチ肩部が接触することになる領域より外側の部分のうち、成形後に曲げ加工されることになる部分を含めることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜請求項６のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
部分的溶体化処理における加熱部に、プレス成形時にアルミニウム合金板ブランクのうちパンチ肩部が接触することになる領域よりも内側の全ての領域またはこの領域内の任意形状の一領域もしくは二領域以上を含めることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項９】
請求項１〜請求項８のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板として、Ｍｇ０．２〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．０％を含有し、かつＦｅ０．０３〜１．０％、Ｍｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｃｕ０．０１〜１．５％のうちから選ばれた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板を用いることを特徴とする、冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜請求項９のいずれかの請求項に記載の製造方法により得られたアルミニウム合金板を用いて、冷間プレス成形を行なうことを特徴とする、冷間プレス成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、成形加工、特に冷間プレス成形や塗装焼付を施して使用されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の製造方法、およびそれにより得られた冷間プレス成形用アルミニウム合金板を用いた冷間プレス成形方法に関し、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、特に自動車ボディシート、ボディパネルに好適に用いられるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板についての製造方法および冷間プレス成形方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来自動車のボディシートとしては、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ＣＯ２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いる。ところで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、その使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、素材自身の成形性改善と成形加工方法の工夫が強く求められている。
【０００３】
ところで特許文献１、２では、アルミニウム合金板の成形性を向上させるために温間深絞り成形法を適用することが提案されている。確かに温間成形法は、アルミニウム合金板の深絞り成形性を向上させることが可能であるが、大規模な工業生産を前提にすれば、いくつかの問題点がある。
【０００４】
すなわち温間深絞り成形法の特徴として、フランジ部の加熱やパンチ部の冷却をしたままの状態で深絞り成形を行なうことが求められ、そのため、
１．プレス機械に、アルミニウム合金板の加熱、冷却機能を付与することが必要であって、冷間プレス成形と比べてトータルの成形時間に長時間を要して、生産効率が低下し、成形コストが増加する。
２．温間で成形を行なうため、通常の冷間成形用の潤滑油が使えず、そのため新たな潤滑油の開発が必要となる。
３．プレス機械の構成が複雑となり、高い設備コストを要する。
４．プレス機械の複雑化に伴い、品質管理上に不安が生じる。
などの問題がある。
【０００５】
ところで温間深絞り成形法は、成形時にアルミニウム合金板ブランクに対して加工度の大きい部分を局部的に加熱して軟化させ、成形するものであるから、成形時でとらえれば、アルミニウム合金板ブランクに部分的に強度差を付与して成形性の向上を図ろうとするもの、と言うことができるが、同様にアルミニウム合金板ブランクに強度差を付与して成形性の向上を図ろうとする他の方法として、ブランクにあらかじめ局部的な熱処理を施しておく方法が知られている（例えば特許文献３）。この方法は、自動車ボディシート用として主に用いられているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の如く、熱処理によりマトリクス中で固溶析出が生じ、強度が大幅に変化する時効硬化型合金に対して特に有効と考えられる。
【０００６】
ここで、特許文献３で開示されている技術では、アルミ圧延メーカーで溶体化処理されて出荷されるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が室温で保持されている間に、常温時効によりＭｇとＳｉからなる極めて微細な析出物がマトリクス中に均一微細に析出することにより、溶体化処理直後と比較して強度が向上した状態になることを利用して、ブランク内に強度差を付与することを行っている。すなわちこの特許文献３の技術では、室温で形成された前述の析出物が、比較的低温の２５０℃以上の温度での短時間加熱により容易に再固溶して、加熱した部分の強度が低下することを利用することにより、比較的低コストかつ短時間の処理によってアルミニウム合金板に部分的な強度差を付与することができる、とされている。
【０００７】
ところでこの特許文献３で開示されている技術では、アルミニウム合金板のブランクを、その周囲をクランプして完全に周囲を固定した状態でプレス成形することを前提として成形性を向上させる技術であって、ブランク面内においてプレス成形時にパンチがあたるパンチ直下領域を、パンチの肩部があたる領域を除いて加熱して軟化させることによって成形性の向上を図っている。しかしながらこの場合、軟化したパンチ直下領域にひずみが集中するようになり、この部分での局所的な板厚減が著しくなって、成形品の剛性が不足するという問題があることが判明した。また周囲をクランプにより完全に固定してプレス成形を行うため、周囲のしわ押さえ部からの材料流入が全く許容されず、そのため成形性の向上幅が制限されるという欠点もあった。さらに自動車用ボディシートを対象とする場合、プレス成形後には、成形品の周辺部おいて苛酷な曲げ加工（ヘム加工）が行われることが多いが、この特許文献３の技術は、板のパンチ直下領域、すなわち板中央部を加熱するものであって、板周辺部については、常温時効により時効析出した状態のままとなり、その部分では曲げ加工性が著しく悪くなって、曲げ加工部で割れが発生するという問題があった。
【特許文献１】特開平４−３５１２２９号公報
【特許文献２】特開２００６−２０５２４４号公報
【特許文献３】特開２０００−１１７３３８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前述のような従来の技術によるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の成形においては、最近の自動車用ボディシートに要求される成形性やそのほかの性能を充分に満足させることは困難であった。
【０００９】
すなわち最近では、自動車パネル形状について高い意匠性が求められるようになり、それに伴って材料に対しても従来よりもいっそう高い成形性が要求され、特に絞り性の高いものが要求されるようになっており、また勿論、絞り性のような成形性指標だけではなく、曲げ加工性（ヘム加工性）、強度などの低化も防いだ上での絞り性の向上であることが求められ、さらには成形加工の生産性も高いことが要求されるが、これらの点で、従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の成形方法では未だ不充分であった。
【００１０】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の高成形性の確保と成形加工の高生産性維持の両立を図ることができ、かつ他の要求特性の劣化を伴なうことなく、材料の強度差を巧妙に利用できるようにした、成形性に優れた冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法、および冷間プレス成形用アルミニウム合金板、冷間プレス成形方法、冷間プレス成形品を提供することを目的とするものである。
【００１１】
具体的には、アルミニウム合金板ブランクに対して、事前に部分的に熱処理（部分的溶体化処理）を行うことにより面内に強度差を付与する技術を基本とし、冷間プレス成形（冷間絞り成形）における絞り周囲の押さえ部からの材料流入を許容するべく、部分的な溶体化処理による加熱部位を適切に調整して強度分布を最適化したブランクについて冷間プレス成形を行うことにより、ブランク周囲からの材料流入を促進して、板厚が均一でかつ深い絞りの成形品を製造することを可能とし、また同時に成形品の周辺部について行われる曲げ加工をも容易にするともに、事前に行う加熱処理を短時間の処理として、従来の冷間プレス成形の高い生産効率を損なわないようにすることを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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、時効硬化して亜時効状態にあるアルミニウム合金板、すなわち板全体に対する溶体化処理の後に常温時効や人工時効を施したアルミニウム合金板、もしくは圧延加工されて加工硬化された状態となっているアルミニウム合金板について、絞り成形性および曲げ加工性が向上するように部分的溶体化処理における加熱部を最適に選択することが重要であり、またこの部分的溶体化処理における加熱到達温度、加熱後の冷却速度を最適化することによって、その部分を溶体化処理に伴なう回復、再結晶により極めて短時間で効率的に軟化させることができ、かつ曲げ性をも向上できることを見出し、この発明をなすに至ったのである。
【００１３】
なおここで溶体化処理とは、析出硬化型合金であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の亜時効状態のものを高温に加熱することによって、マトリクス中に析出しているＭｇとＳｉからなる析出物を固溶させる処理であり、この処理直後の冷却中に析出が生じないように急速に室温もしくは室温近くまで冷却することにより、マトリクス中に析出物が実質的に存在せず、軟化したアルミニウム合金が得られる。また、冷間圧延等の圧延加工を施して、加工硬化した状態（加工組織を有する状態）にあるアルミニウム合金の場合には溶体化による加熱と同時に加工組織の回復・再結晶が生じて、この場合も圧延により硬化していたアルミニウム合金板が軟化する。またここで「部分的」な溶体化処理とは、成形性および曲げ性の向上を目的として、予め定めた所定の部位について選択的に加熱してその部位のみを局部的に溶体化もしくは回復・再結晶させ、所定部位を軟化させる処理を意味している。
【００１４】
具体的には、請求項１の発明の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法は、所定の板厚まで圧延されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の全体に溶体化処理を施した後、時効硬化させて亜時効状態とし、さらに板全体のうち、予めある領域を加熱部と定めるとともにその加熱部以外の領域を非加熱部と定めて、前記加熱部に部分的に溶体化処理を施して時効析出物を固溶させた後急冷することにより、溶体化処理後の室温における加熱部の強度を非加熱部の強度よりも低下させることを特徴とするものである。
【００１５】
また請求項２の発明の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法は、請求項１に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、圧延板全体に溶体化処理を施した後における亜時効状態とするための処理として、０℃以上４０℃未満の範囲内の温度で保持する常温時効処理と、４０℃以上１８０℃未満の範囲内の温度で保持する人工時効処理とのうち、いずれか一方の処理、もしくは双方を組合わせた処理を施すことを特徴とするものである。
【００１６】
さらに請求項３の発明の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法は、所定の板厚まで圧延して加工硬化した状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金圧延板の板全体のうち、予めある領域を加熱部と定めるとともにその加熱部以外の領域を非加熱部と定めて、前記加熱部に部分的に溶体化処理を施して加工組織を回復もしくは再結晶させた後急冷することにより、溶体化処理後の室温における加熱部の強度を非加熱部の強度よりも低下させることを特徴とするものである。
【００１７】
そしてまた請求項４の発明は、請求項１〜３のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、冷間プレス成形時にパンチ肩部が接触することになる領域よりも外側の部分のうち全部または一部を前記加熱部と定めておくとともに、その加熱部以外の領域のうち、少なくともパンチ肩部が押し当てられるべき部分を前記非加熱部と定めておくことを特徴とするものである。
【００１８】
さらに請求項５の発明は、請求項１〜４のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、前記部分的溶体化処理として、非加熱部を除いて加熱部のみを４８０℃以上５８０℃未満の範囲内の温度に加熱して５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で５０℃以下の温度域まで冷却することを特徴とするものである。
【００１９】
また請求項６の発明は、請求項１〜５のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、前記部分的溶体化処理後の室温における非加熱部の引張強さと加熱部の０．２％耐力との差を、部分的溶体化処理後で２０ＭＰａ以上増大させることを特徴とするものである。
【００２０】
さらに請求項７の発明は、請求項１〜請求項６のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、部分的溶体化処理における加熱部に、アルミニウム合金板ブランクのうち、プレス成形時にパンチ肩部が接触することになる領域より外側の部分のうち、成形後に曲げ加工されることになる部分を含めることを特徴とするものである。
【００２１】
そして請求項８の発明は、請求項１〜請求項６のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、部分的溶体化処理における加熱部に、プレス成形時にアルミニウム合金板ブランクのうちパンチ肩部が接触することになる領域よりも内側の全ての領域またはこの領域内の任意形状の一領域もしくは二領域以上を含めることを特徴とするものである。
【００２２】
さらに請求項９の発明は、請求項１〜請求項８のいずれかの請求項に記載の冷間プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法において、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板として、Ｍｇ０．２〜１．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．３〜２．０％を含有し、かつＦｅ０．０３〜１．０％、Ｍｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｃｕ０．０１〜１．５％のうちから選ばれた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板を用いることを特徴とするものである。
【００２３】
一方請求項１０の発明の冷間プレス成形方法は、請求項１〜請求項９のいずれかの請求項に記載の製造方法により得られたアルミニウム合金板を用いて、冷間プレス成形を行なうことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２４】
この発明によれば、板全体に対する溶体化処理後の時効硬化させて亜時効状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板、あるいは圧延加工により加工硬化した状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の一部、特に冷間プレス成形時にシワ押さえ部分となるべき部位を局部的に加熱（部分的溶体化処理）して、析出元素の固溶もしくは回復・再結晶によりその部分を低強度部とし、非加熱部であるパンチ肩部との間で強度差を付与することによって、プレス成形性を向上させることが可能である。しかも、このような部分的溶体化処理は、冷間プレス成形よりも前に、別の工程として行なわれるため、プレス成形自体は従来の冷間プレス機により高速で行なうことができ、そのため温間成形を適用した場合のような、プレス機械の設備コストの増大や生産効率の低下がなく、しかも特殊な潤滑油の必要性もなくなる。さらには、局部的溶体化処理を行なう加熱領域を最適に選択することにより、成形品の曲げ加工性を向上させることも可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
この発明で使用するアルミニウム合金板の素材は、基本的には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金板であって、高温で板全体に溶体化処理が施された後に常温時効もしくは人工時効または常温時効と人工時効との組み合わせによる時効処理を施して、亜時効状態にあるもの、あるいは圧延加工されて加工硬化された状態となっているものとする。そこで以下この発明について、主要な項目ごとに項を分けて詳細に説明する。
【００２６】
＜冷間プレス成形用アルミニウム合金板素材の製造方法＞
先ず冷間プレス成形用アルミニウム合金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。
【００２７】
すなわち、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。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。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。
【００２８】
このようにして所定の板厚まで圧延された板（冷間圧延板）については、その冷間圧延板の全体に対して溶体化処理を行ってから時効硬化させた後に部分的溶体化処理を施す場合（請求項１、請求項２）と、冷間加工により加工硬化された状態のまま（但し最終冷間圧延後の常温放置期間中に若干常温時効された場合を含む）部分的溶体化処理に供する場合（請求項３）とがある。
【００２９】
上述の溶体化処理は、Ｍｇ２Ｓｉ、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、板全体にわたって行なう点で、後の部分的溶体化処理とは異なる。この溶体化処理は、通常は４８０℃以上の高温で行なう。なお、溶体化処理温度が５９０℃を越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分程度以下の短時間保持の後、５０℃／ｍｉｎ程度以上の冷却速度で室温もしくは室温近くまで（通常は５０℃程度以下まで）急冷する。
【００３０】
ここで、板全体にわたっての前記溶体化処理は、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、この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、続いて急冷することによって、室温において過飽和に固溶した状態となる。
【００３１】
＜亜時効状態とするための時効硬化＞
前述のように板全体にわたる溶体化処理を行なった合金に対して、部分的溶体化処理により板の加熱部と非加熱部での強度差を付与するためには、予め時効処理によって亜時効状態、すなわちマトリクス中にＭｇとＳｉからなるクラスタもしくは微細析出物（通常β’’相と称される）を生成させた状態として、合金板の全体的な強度を高めておく必要がある。このような状態でなければ、その後に部分的溶体化処理を行っても、加熱部での強度の低下がないため、合金板に強度差を付与することができない。
【００３２】
亜時効状態とするための時効処理としては、０℃以上４０℃未満の温度範囲内で材料を保持する常温時効を行なう。この常温時効では、主にＭｇとＳｉからなるクラスタのうち低温クラスタと称されるクラスタが析出して亜時効が進み、強度が向上する。このような常温時効を行なえば、時効温度が低いために、通常の工業生産で想定される長期の保持時間である１年が経過しても、最高強度となるピーク時効またはこの状態を越えて強度が低下する過時効状態となることはありえず、常に亜時効状態を保つことができる。
【００３３】
また加熱部と非加熱部の強度差をより大きくして、成形性の向上幅を大きくしたい場合には、亜時効状態とするための時効処理として、４０℃以上１８０℃未満の温度範囲内で材料を保持する人工時効を行なっても良い。この場合の保持時間は特に限定されるものでないが、通常はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金のピーク時効が１８０℃における８ｈ以上の保持時間で達せられることを考慮して、この発明の場合は亜時効状態とするための人工時効処理の条件を、４０℃以上１８０℃未満の温度範囲のうち４０℃以上１１０℃未満の範囲での保持時間を２４時間以内、１１０℃以上１８０℃未満の範囲での保持時間を６時間以内とすることが好ましい。
【００３４】
ここで、亜時効を越えて時効処理を行い、最高強度が得られるピーク時効とした場合、部分的溶体化処理で非加熱部となる領域はプレス成形時にピーク時効の状態となってしまう。このようなピーク時効の状態では伸びが大幅に低下し、プレス成形の際に極めて割れやすくなる。これは、最高強度が得られるピーク時効を越えて、強度が低下する過時効状態となるまで時効した場合でも同じであって、部分的溶体化処理で非加熱部となる領域での伸びが低く、極めて割れやすくなる。一方、この発明のように亜時効状態とした場合には、非加熱部の伸びがピーク時効の状態に比較して大きな状態となるため、プレス成形の際に割れが生じにくい。したがって成形時の非加熱領域の割れ発生を防止する観点からは、４０℃以上１８０℃未満の温度範囲で行なわれる人工時効については、できるだけ低温短時間（望ましくは、４０℃以上１１０℃未満の温度範囲での保持時間は１４時間以下、１１０℃以上１８０℃以下の温度範囲での保持時間は４時間以下）として、亜時効の範囲内であってもできるだけ初期の状態のほうが、材料の伸びが大きくなって好ましいものとなる。これは、部分的溶体化処理の前に、亜時効範囲内で時効を進めて強度を高めておく方が、部分的溶体化処理後における加熱部と非加熱部の強度差をより大きくすることによる成形性向上効果とはトレードオフの関係にあることを意味する。このため実際上は、成形品の形状に応じて亜時効の範囲内で最適な時効状態に調整することが必要である。
【００３５】
＜圧延加工による加工硬化＞
部分的溶体化処理によって板の加熱部と非加熱部とに強度差を付与するためには、部分的溶体化処理に供される合金板の状態が、上述のような亜時効状態にあることの他に、圧延加工により加工硬化された状態（加工用組織を有する状態）であってもよい。これは、この発明で規定する部分的溶体化処理の条件で加熱処理することによって、圧延加工によって硬化していた加工組織が回復・再結晶により軟化し、加熱部と非加熱部との強度差を付与するという目的を達することができるためである。通常、合金板の製造では最終的な圧延加工は冷間圧延によって行われ、合金板の冷間圧延による硬化の程度は、以下の式で定義される冷間圧延率に依存する。
冷間圧延率＝（冷間圧延前の板厚−冷間圧延後の板厚）／（冷間圧延前の板厚）×１００
なおここで冷間圧延前の板厚とは、通常、熱間圧延が終了して冷間圧延を開始する前の板厚であるが、後述するように熱間圧延後の冷間圧延の途中で板全体について溶体化処理（中間溶体化処理）を行う場合は、その中間溶体化処理後の最終冷間圧延を開始する前の板厚である。
【００３６】
この発明では、この冷間圧延率（最終冷間圧延率）については特に限定しないが、２０％以上であることが好ましい。冷間圧延率が２０％未満の場合には、冷間圧延での加工硬化による合金板全体の強度の上昇幅が小さいため、引続いて行われる部分的溶体化処理において加熱部での軟化の程度が小さいため、充分な強度差が付与できなくなることに加え、部分的溶体化処理における加熱部での再結晶により生じる結晶粒が粗大となり、肌荒れと称される外観不良が発生するおそれがある。
【００３７】
このような最終的な冷間圧延の前に、板全体について溶体化処理（中間溶体化処理）を行っておけば、より少ない冷間圧延率で大きな強度差を付与することが可能となる。この中間溶体化処理は、前述の亜時効処理前の溶体化処理と同様に、通常はコイル状に巻き取った圧延板を、加熱帯と冷却帯を有する連続焼鈍炉に通過させることによって行われるものであって、板全体に行われるものであり、既に述べた亜時効処理前の溶体化処理と同様の条件で行なえば良い。このような中間溶体化処理によってＭｇとＳｉを一旦固溶させた後、最終の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延板を室温に保持している間に常温時効による硬化が加工硬化に重畳する。すなわち、実際の量産的な製造過程では、最終冷間圧延の後、部分的溶体化処理を施すまでの間に、ある程度の期間は常温に放置されるのが通常であり、この常温放置期間中にはある程度常温時効が進行するが、このような常温放置期間中における時効硬化が加工硬化に重畳されるのが通常である。そしてこのような合金板を部分的溶体化処理に供すれば、析出物の溶体化とともに、加工組織の回復・再結晶が同時に生じて軟化する。そのため、より少ない冷間圧延率であっても部分的溶体化処理によって大きな強度差を付与することができるのである。
【００３８】
＜部分的溶体化処理＞
この発明における最も重要な特徴は、亜時効状態もしくは加工硬化状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板について、冷間プレス成形を実施する前に部分的（２次元的な面内の場所として部分的という意味であり、程度の意味ではない）に溶体化処理を行い、常温冷却後におけるその部分的溶体化処理による加熱部と非加熱部との間に強度差を付与することである。
【００３９】
ここで、深絞り成形限界は、パンチ肩部の破断強度とシワ押さえ部分（フランジ部）の流入抵抗との大小関係によって決まることが知られている。自動車ボディシート用アルミニウム合金板は、製造メーカーでの素材溶体化処理からユーザーでのプレス成形まで、通常は常温での放置となるが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は時効析出硬化型合金であるため、常温放置期間が長ければ、その常温放置期間中における常温時効によって、材料強度が高くなってしまう。これをそのまま冷間プレス成形しようとすれば、シワ押さえ部分の流入抵抗が大きいため、プレス成形性が低下してしまう。
【００４０】
しかしながら、前述のような亜時効状態にあるか、または加工硬化された状態にあるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板について、冷間プレス成形前に部分的に溶体化処理を施すことによってその部分の強度が局部的に低下する。この発明は、このような部分的な合金板の軟化を利用したものであり、強度低下した加熱部をシワ押さえ部分に、高強度のままの非加熱部をパンチ肩部に当てて、冷間プレス成形することにより、プレス成形性を大幅に向上させることができる。
【００４１】
ここで、本発明者等が詳細な検討を加えた結果、室温における非加熱部の引張強度と加熱部の耐力（０．２％耐力）との差を、部分的な復元加熱前後で２０ＭＰａ以上拡大させることが本質的に有効であることが明らかになった。これは、このような大きな強度差を付与することによって、絞り加工時に強度が相対的に低下したシワ押さえ部からの材料流入抵抗（シワ押さえ部の耐力）が低下することにより、相対的に高強度のパンチ肩部にあたる部分の材料強度（引張強さ）が、より大きな材料流入に耐えることができるようになり、その結果深い絞りが可能となるからである。このように、絞り成形性を向上する上でより本質的に重要な非加熱部における引張強さと加熱部における耐力値の差を指標として、これを部分的な溶体化処理前後で拡大させることが、合金板の深絞り成形性の向上に有効であることを見出したのである。なお、室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力の差の部分的溶体化処理前後での増大分が２０ＭＰａ未満の場合には、成形性の向上が充分に得られなくなる。
【００４２】
ここで、部分的溶体化処理前の状態における引張強さと耐力については、通常合金ブランク内でほぼ均一とみなすことができ、そこで合金板ブランクの任意の位置から引張試験片をサンプリングして引張試験を行なって得られた引張強さと耐力とを、それぞれ部分的溶体化処理前の非加熱部の引張強さおよび加熱部の耐力とみなすことができる。一方、部分的溶体化処理後の状態においては、加熱部と非加熱部とで強度が異なるため、各部位から引張試験片を採取して、それぞれ引張試験を行う必要がある。ここで非加熱部とは、あくまで部分的溶体化処理による強度の低下を意図していない部位（領域）を意味するが、部分的溶体化処理装置の性能や部分的溶体化処理での到達温度によっては、加熱部からの伝熱・余熱により、非加熱部がある程度温度上昇することもあり得る。非加熱部において実質的に温度上昇しない理想的な態様で部分的溶体化処理が行われた場合には、非加熱部の引張強さは部分的な溶体化処理前と同等であり、したがってこの場合は加熱部における耐力の減少幅が、室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力との差の部分的溶体化処理前後の増分となる。これに対し、部分的な溶体化の方法および条件に依存して、部分的溶体化処理において非加熱部の温度がある程度上昇して、わずかながらも析出物の固溶および加工組織の回復・再結晶が生じて、非加熱部の引張強さが若干低下する場合もある。しかしながらこのような場合でも、この発明で規定しているように、室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力の差についての部分的溶体化処理前後の増大分が２０ＭＰａ以上であれば、部分的溶体化処理により実質的に合金板ブランクのプレス成形性を向上させることができる。これがこの発明において室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力差の部分的溶体化処理前後の増分を指標とした理由である。
【００４３】
＜部分的溶体化処理を行う部位についての詳細＞
次に部分的溶体化処理において加熱する部位、加熱しない部位について、より詳細に説明する。
【００４４】
基本的には、前述のように強度の低い加熱部をシワ押さえ部分に、強度の高い非加熱部をパンチ肩部に当たるように、加熱部位を選択するのであるが、深絞りのためのプレス成形の進行状況を図１に模式的に示し、この図１を参照して部分的溶体化処理を行なう部位について説明する。なお図１において、符号１はダイ、２はパンチ、３はパンチ２の肩部、４はシワ押さえ、５はアルミニウム合金板ブランクである。
【００４５】
図１において、部分的溶体化処理においては、プレス成形の際にアルミニウム合金板ブランク５のうち、パンチ肩部３が接触することになる領域Ｂよりも外側の部分である領域Ａ（シワ押さえ４の側の領域）のうちの全部またはこれより小さい一部を加熱部として軟化させることが効果的である。また特殊な場合として、パンチ肩部３が接触することになる領域Ｂよりも内側の領域Ｃの中に、部分的にさらに深く絞った形状が一つまたは二つ以上存在する場合（例えば後述する実施例３、および図６参照）は、請求項８で規定しているように、その領域Ｃ内の形状に対応して最適化した任意形状の一領域または二領域以上を加熱部として加えることが、プレス成形で良好な成形品を得るために効果的である。
【００４６】
またこの発明では、常温時効した合金板ブランクについて部分的な加熱処理を適用して成形性向上を図った従来技術で問題となっていた成形品の曲げ加工性が低いという点についても同時に解決される。すなわち、これは成形後に曲げ加工が必要となるパネルにおいて問題となることであるが、プレス成形後の曲げ加工は、多くの場合、パンチ肩部が接触することになる領域Ｂよりも外側の部分である領域Ａのうちの一部に施されることから、この発明の場合、プレス成形後に曲げ加工される部位をも選択的に加熱部として加えておくことにより、解決可能となるのであり、これを請求項８において規定している。ここで、部分的溶体化処理は、常温時効や人工時効、圧延加工により劣化した曲げ加工性を大幅に向上させる効果も合わせ持つため、上述の効果も得ることができるのである。
【００４７】
＜部分的溶体化処理の詳細な条件＞
部分的溶体化処理の条件としては、請求項５においては、４８０℃以上、５９０℃未満の範囲内の温度に加熱した後、５０℃／分以上の冷却速度で５０℃以下の温度に冷却することと規定しており、このような条件を規定した理由を次に説明する。
【００４８】
室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力の差を、部分的溶体化処理の前後で２０ＭＰａ以上増大させてプレス成形性を向上させるためには、部分的溶体化処理によって加熱する領域の加熱到達温度が４８０℃以上５９０℃未満の範囲内であることが好ましい。加熱到達温度がこの温度範囲内にあれば、亜時効状態にあってマトリクス中に存在しているクラスタや微細析出物からＭｇとＳｉを完全に固溶させることができ、また圧延加工によって加工硬化した状態にある加工組織を回復・再結晶させることが可能となる。亜時効状態におけるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を加熱によって軟化させるための手段としては、請求項５で規定する加熱到達温度よりも低目の温度（１５０℃以上３５０℃未満程度）範囲内に加熱保持する方法も考えられる。しかしながら、このような比較的低温の加熱によって再固溶するのは、常温時効の際に形成されるＭｇとＳｉからなる低温クラスタと称されるものだけである。常温よりもやや高い温度で形成される高温クラスタやβ’’と呼ばれる析出物は、このような比較的低温の温度範囲内での加熱処理では固溶せずに、かえってこれらの析出物のサイズが大きくなって時効が進み、硬化してしまうおそれがある。これに対し、この発明で規定する温度範囲内で行う溶体化処理では、これらのいずれのタイプのクラスタおよび析出物も容易に固溶して軟化させることができるため、部分的溶体化処理前に亜時効状態とするための時効条件の自由度が高い。また析出強化に大きく寄与するβ’’が析出するような条件で亜時効処理を行って、合金板強度を比較的高い状態にしておくことにより、部分的溶体化処理によって加熱部と非加熱部の強度差を大きくすることが容易となる。
【００４９】
ここで、部分的溶体化処理における加熱部の加熱到達温度が４８０℃未満の場合には、温度が低いためにＭｇとＳｉの固溶限が小さく、ＭｇとＳｉを完全に溶体化することができず、そのため固溶しなかった分のＭｇとＳｉが粗大なＭｇ２Ｓｉ粒子として結晶粒界上に多数析出してしまう。このため粒界割れが生じやすくなり、材料の伸びが大幅に低下して、プレス成形時に極めて割れやすくなってしまい、実質的にプレス成形性が向上しない。また加熱到達温度が５９０℃以上の場合は、マトリクス中の一部で合金が溶融して、室温まで冷却した後の材料の伸びが著しく低下してしまい、そのためプレス成形の際にこの加熱部で極めて割れが発生しやすくなり、実質的にプレス成形性が向上しない。
【００５０】
また、室温における非加熱部の引張強さと加熱部の耐力の差を部分的溶体化処理の前後で２０ＭＰａ以上増大させて、プレス成形性を向上させるための部分的溶体化処理後の加熱部の冷却速度は、５０℃／ｍｉｎ以上とする。冷却速度が５０℃／ｍｉｎ未満の場合には冷却中にＭｇとＳｉからなる粗大なＭｇ２Ｓｉ結晶粒界上に多数析出し、そのため粒界割れが生じやすく、材料の伸びが低下して、プレス成形時に極めて割れやすくなってしまい、実質的にプレス成形性が向上しない。
【００５１】
また５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度による冷却は、５０℃以下まで行なう必要がある。５０℃以下まで冷却が行なわれない場合は、冷却終了後に５０℃より高い温度から５０℃以下の温度まで自然冷却されるまでの間に、部分的溶体化処理を行った領域で再度時効硬化が進み、軟化の効果が減少してしまう。
【００５２】
なお部分的溶体化処理における加熱部に対する加熱到達温度までの加熱昇温速度は特に限定しないが、通常は５０℃／ｍｉｎ以上とする。また同じく部分的溶体化処理における加熱到達温度での保持時間は特に規定しないが、保持なしでも、あるいは１０分程度以下の保持を行なっても良い。
【００５３】
なおまた、部分的溶体化処理として、予め定めた箇所（加熱部）を局部的に加熱するための具体的な手段は特に限定しないが、例えばプレス成形時のシワ押さえ部分に対応する部分に加熱した金属塊を接触させたり、その部分だけ熱風で加熱したりする等の方法を適用することができる。
【００５４】
＜部分的溶体化処理から冷間プレス成形加工までの常温放置期間＞
この発明では特に限定するものではないが、部分的溶体化処理から冷間プレス成形までに常温放置される期間としては、部分的溶体化処理によって軟化した部分の強度が常温時効によってもとの強度まで戻るより前に冷間プレス成形が行われるように定めることが望ましい。さらに実質的に好ましい状態としては、部分的溶体化処理を行う前の非加熱部の引張強さと加熱部の耐力の差が溶体化処理後において２０ＭＰａ以上増大した状態を維持しているうちに冷間プレス成形を行なうことである。しかしながら、部分的溶体化処理の前に亜時効状態とするために、常温時効に加えて所定の温度条件で人工時効を行って合金板全体の強度を充分に高めておいた場合や、圧延加工によって硬化している場合には、室温保持中において、部分的溶体化処理により付与した強度差が大幅に低下することはほとんどなく、効果は半永久的に持続することが判明している。
【００５５】
なお通常のプレス成形に必要な塗油工程は、この放置期間中、もしくは冷間プレス成形を行う直前に実施することが望ましい。
【００５６】
＜アルミニウム合金板の成分組成＞
この発明の成形加工用アルミニウム合金板は、基本的にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金であれば良く、その具体的な成分組成は特に制約されるものではないが、通常は請求項９で規定するような成分組成の合金、すなわちＭｇ０．２〜１．５％、Ｓｉ０．３〜２．０％を含有し、かつＦｅ０．０３〜１．０％、Ｍｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｃｕ０．０１〜１．５％のうちから選ばれた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ことが好ましい。
【００５７】
このような請求項９で規定する素材合金の成分組成の限定理由について以下に説明する。
【００５８】
Ｍｇ：
Ｍｇはこの発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Ｓｉと共同して強度向上に寄与する。Ｍｇ量が０．２％未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するβ”相の生成量が少なくなるため、充分な強度向上が得られず、一方１．５％を越えれば、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低下するから、Ｍｇ量は０．２〜１．５％の範囲内とした。最終板の成形性、特に曲げ加工性をより良好にするためには、Ｍｇ量は０．３〜０．９％の範囲内が好ましい。
【００５９】
Ｓｉ：
Ｓｉもこの発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Ｍｇと共同して強度向上に寄与する。またＳｉは、鋳造時に金属Ｓｉの晶出物として生成され、その金属Ｓｉ粒子の周囲が加工によって変形されて、溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Ｓｉ量が０．３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．０％を越えれば粗大なＳｉ粒子や粗大なＭｇ−Ｓｉ系の金属間化合物が生じて、成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。したがってＳｉ量は０．３〜２．０％の範囲内とした。プレス成形性と曲げ加工性とのより良好なバランスを得るためには、Ｓｉ量は０．５〜１．４％の範囲内が好ましい。
【００６０】
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Ｆｅ０．０３〜１．０％、Ｍｎ０．０３〜０．６％、Ｃｒ０．０１〜０．４％、Ｚｒ０．０１〜０．４％、Ｖ０．０１〜０．４％、Ｔｉ０．００５〜０．３％、Ｚｎ０．０３〜２．５％、Ｃｕ０．０１〜１．５％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とおりである。
【００６１】
Ｔｉ、Ｖ：
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り、またＶは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ず、一方０．３％を越えればＴｉ添加による鋳塊組織微細化と防食の効果が飽和する。Ｖは０．０１％未満では充分な効果が得られず、一方０．４％を越えればＶ添加による防食の効果が飽和する。さらに上限を越えれば粗大なＴｉまたはＶ系金属間化合物が多くなり、成形性、ヘム加工性の低下を招く。
【００６２】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ：
これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、あるいは時効性（焼付硬化性）の向上に有効である。Ｍｎの含有量が０．０３％未満、もしくはＣｒ、Ｚｒ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ず、一方Ｍｎの含有量が０．６％を越えるか、あるいはＣｒ、Ｚｒ、の含有量がそれぞれ０．４％を越えれば、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、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがあり、したがってＭｎは０．０３〜０．６％の範囲内、Ｃｒ、Ｚｒはそれぞれ０．０１〜０．４％の範囲内とした。
【００６３】
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ず、一方１．０％を越えれば、成形性、特に曲げ加工性が低下するおそれがあり、したがってＦｅを積極的に添加する場合のＦｅ量は０．０３〜１．０％の範囲内とした。
【００６４】
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が、Ｚｎの添加量が０．０３％未満では上記の効果が充分に得られず、一方２．５％を越えれば成形性と耐食性が低下するから、Ｚｎ量は０．０３〜２．５％の範囲内とした。
【００６５】
Ｃｕ：
Ｃｕは成形性向上および強度向上のために添加される元素であり、このような成形性向上および強度向上の目的から０．０１％以上添加される。しかしながら、Ｃｕ量が１．５％を越えれば耐食性（耐粒界腐食性、耐糸錆性）が劣化するから、Ｃｕの含有量は１．５％以下に規制することとした。なお、強度向上を重視する場合は、Ｃｕ量は０．４％以上が好ましく、またより耐食性の改善を図りたい場合は、Ｃｕ量は１．０％以下が好ましい。
【００６６】
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。そしてこの発明の場合、Ｔｉとともに５００ｐｐｍ以下のＢを添加することは許容される。
【実施例】
【００６７】
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、この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。
【００６８】
［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．４に示す化学成分のアルミニウム合金鋳塊を作製した。鋳塊に５３０℃で１０時間の均熱処理を行なった後、常法にしたがって熱間圧延を行なって厚さ４ｍｍの圧延板を作製した。その後、表２に示す工程順序および条件にて冷間圧延・溶体化処理・時効処理を行い、厚さ１ｍｍのアルミニウム合金板を作製し、以下の実験の供試材とした。なお上記の溶体化処理とは、板全体に対して、急速加熱・短時間保持・急速冷却を連続的に行なうもので、ここではこの処理での到達温度をいずれも５３０℃とし、冷却速度２００℃／ｍｉｎにより室温まで冷却した。
【００６９】
これらの合金板から、引張試験片（ＪＩＳ５号試験片形状）を引張方向が圧延方向と直角となるように採取して、引張試験を行なって、機械的性質引張強さ、耐力、伸び）を調べ、その結果を部分的溶体化処理前の機械的性質として表２に示した。またこの合金板を以下に述べる方法による部分的溶体化処理に供した後、成形性評価試験に供した。
【００７０】
すなわち、各合金板より所定サイズの成形性評価用の円板ブランクを作製した。図２に示すように、この円板サンプル５の中心部５５．７ｍｍφの領域を非加熱部Ｑとして、その周囲の領域を加熱部Ｐとして部分的な溶体化処理を行った。この加熱部Ｐは、プレス成形時にパンチ２の肩部３が接触することになる領域より外側の部分の全てである。部分的溶体化処理の具体的な方法としては、図３に模式的に示す形状の部分的溶体化処理装置の上盤６および下盤７の間に円板ブランク５を挟み込むことにより行なった。図３において、上盤６および下盤７は、それぞれ中央部を水冷により冷却した非加熱部８とし、その周囲の部分を、ヒーターを組込んだ加熱部９とした。このときの加熱部での加熱到達温度と冷却速度条件を表２中に示す。なお、いずれの場合も加熱到達温度での保持時間は１秒とした。
【００７１】
これらの条件で部分的溶体化処理を行った円板ブランクを以下で説明する成形性評価試験に供するとともに、各条件の円板ブランクについて、図４に示す形状の小型の引張試験片１０を加熱部Ｐと非加熱部Ｑの両方から採取して（採取位置を図５に示す）、引張試験に供し、非加熱部Ｑの引張強さと加熱部Ｐの耐力とを調べ、その結果を表３に示した。なおこの部分的溶体化処理後の各部位の強度評価は、部分的溶体化処理を行ってから１日後に行った。また、部分的溶体化処理を行ってから１日後に、円板の加熱部から小型の引張試験片を採取して、５％の引張変形を加えた後に試験片平行部を切り出し、以下の方法により曲げ性評価試験を行った。
【００７２】
すなわち、試験片平行部の中央部に位置する引張方向と直角方向の線を折り曲げ線として、９０°の角度となるまで、曲げ半径０．８ｍｍで折り曲げ、さらに１３５°の角度まで折り曲げた後、内側にインナーパネル挿入することを想定して板厚１．０ｍｍの板を挿入し、この板を挟み込むように１８０°の角度まで折り曲げて密着させた。曲げ加工部の外側をルーペで確認して、割れが発生していない場合に曲げ加工性が良好と判断し、割れが発生している場合に曲げ加工性が不良であると判断した。このようにして評価した曲げ性を表３に示す。
【００７３】
成形性評価試験については、部分的溶体化処理を行ってから１日後に円筒深絞り試験により行った。本試験で用いたパンチの形状は、パンチの直径５０ｍｍおよびパンチ角半径５．０ｍｍであり、ダイス形状はダイス内径５３．６４ｍｍ、ダイス肩半径１３．０ｍｍであった。深絞り試験の条件としては、パンチ速度は１８０ｍｍ／ｍｉｎとし、シワ押さえ力１５０ｋｇとし、潤滑剤としてジョンソンワックス（商標）をブランクの両面に塗布した。部分的溶体化処理を行った合金板ブランクについて深絞り試験を行い、５枚のうち３枚以上絞り成形が可能であった場合は円板の直径を０．５ｍｍ増して、再度深絞り試験を行った。これを繰り返して、絞り成形が可能である最大の円板の直径を求め、この数値をパンチ径５０ｍｍで割り算して、限界絞り比ＬＤＲを求めた。また、比較のため部分的溶体化処理を行わない供試合金板についてもＬＤＲを求め、これらの円筒深絞り試験の結果を表３に示した。ここで、部分的溶体化処理を行うことによって、この処理を行わない場合と比較してＬＤＲが０．１以上増大した場合に、部分的溶体化処理により実質的に成形性向上があったものと判断した。
【００７４】
【表１】
2010156024.tif 000003
【００７５】
【表２】
2010156024.tif 000004
【００７６】
【表３】
2010156024.tif 000005
【００７７】
条件１〜６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で熱延後の冷間圧延・溶体化処理・時効処理（常温時効）を行うことによって亜時効状態とした供試合金について、各々異なる条件で部分的溶体化処理を行ったものである。
【００７８】
このうち条件１〜３は部分的溶体化処理の加熱到達温度および冷却速度がいずれもこの発明の条件範囲内であり、そのためいずれの場合も室温における非加熱部の引張強度と加熱部の耐力差が部分的な溶体化処理前後で２０ＭＰａ以上増加していた。そしてこれらの例では、成形性評価試験でのＬＤＲが部分的溶体化処理を行わない場合と比較して０．１以上向上し、実質的な成形性向上があることが確認された。またこれらの例では、加熱した部分の曲げ加工性も良好であった。
【００７９】
これに対し条件４は、部分的溶体化処理の加熱到達温度がこの発明で規定するプロセス条件範囲よりも低い例であり、この場合はＭｇとＳｉの固溶限が小さく、ＭｇとＳｉを完全に溶体化することがでず、固溶しなかった分のＭｇとＳｉが粗大なＭｇ２Ｓｉ粒子として結晶粒界上に多数析出し、そのため部分的溶体化処理の加熱部での粒界割れが生じやすく、材料の伸びが大幅に低下して、プレス成形時に非常に割れやすくなってしまった。そのため成形性評価試験でのＬＤＲは、部分的溶体化処理を行わない場合と比較して０．１以上向上せず、成形性は実質的に向上しないと判定された。またこの場合、加熱部での曲げ加工時にも割れが発生しやすく、曲げ性が不良であることが判明した。
【００８０】
また条件５は、部分的溶体化処理における加熱到達温度がこの発明で規定する範囲よりも高い例であり、この場合は、マトリクス中の一部で合金が溶融して、室温まで冷却した後の材料の伸びが著しく低下してしまい、プレス成形の際にこの加熱部で割れが極めて発生しやすくなってしまった。そして成形性評価試験でのＬＤＲは、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上せず、成形性は実質的に向上しないことが判明した。またこの例では、加熱した部分での曲げ加工時にも割れが発生しやすく、曲げ性が不良であることが確認された。
【００８１】
また条件６は、部分的溶体化処理における加熱後の冷却速度がこの発明で規定する範囲よりも低い例であり、この場合は冷却中にＭｇとＳｉからなる粗大なＭｇ２Ｓｉ結晶粒界上に多数析出し、そのため加熱した部分では、粒界割れが生じやすく、材料の伸びが低下して、プレス成形時に非常に割れやすくなってしまった。そして成形性評価試験でのＬＤＲは、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上せず、成形性は実質的に向上しないことが判明した。またこの場合、加熱した部分での曲げ加工時にも割れが発生しやすく、曲げ性が不良であることが確認された。
【００８２】
一方条件７は、この発明の成分組成板内の合金１について、表２に示すようなこの発明のプロセス条件範囲内の条件で熱延後の冷間圧延・溶体化処理・時効処理（人工時効＋常温時効）を行うことによって亜時効状態とした供試合金について、この発明の範囲内の条件で部分的溶体化処理を行った例である。この場合、室温における非加熱部の引張強度と加熱部の耐力差が部分的溶体化処理前後で２０ＭＰａ以上増加しており、そのため成形性評価試験でのＬＤＲが、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上し、成形性が実質的に向上したことが確認された。
【００８３】
また条件８および条件９は、この発明の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プロセス条件範囲内にある条件で熱延後の冷間圧延・溶体化処理・常温放置（亜時効状態とならない程度の常温時効）を行うことによって、実質的に圧延加工のままの状態（加工硬化状態）にある供試合金について、この発明の範囲内の条件で部分的溶体化処理を行った例である。これらの場合も、室温における非加熱部の引張強度と加熱部の耐力差が部分的溶体化処理前後で２０ＭＰａ以上増加している。このため、成形性評価試験でのＬＤＲが部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上し、成形性が実質的に向上することが判明した。
【００８４】
これらに対して、条件１０は、この発明の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プロセス条件範囲外の条件で熱延後の冷間圧延・溶体化処理・時効処理を行った例である。具体的には、時効処理が人工時効（１８５℃×７ｈ）と常温時効（２０℃×１０日間）の組み合わせで行われ、人工時効の温度がこの発明で規定する範囲よりも高く、かつ時間も長い例である。この例では、合金板は最適な状態である亜時効状態を超えて、最高強度が得られるピーク時効または過時効の状態に達して、材料の伸びが小さく、割れやすい状態となっている。このため、部分的溶体化処理で非加熱部となる領域はプレス成形時に非常に割れやすくなり、成形性評価試験でのＬＤＲは、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上せず、成形性は実質的に向上しないことが確認された。
【００８５】
一方、条件１１、条件１２、条件１３は、それぞれこの発明の成分組成範囲内にある合金２、３、４について、それぞれ表２に示すようなこの発明のプロセス条件範囲内の条件で熱延後の冷間圧延・溶体化処理・時効処理（常温時効または常温時効と人工時効を組み合わせた時効処理）を行うことによって亜時効状態とした供試合金について、それぞれ同じく表２に示すようなこの発明の範囲内の条件で部分的溶体化処理を行った例であり、いずれの場合も室温における非加熱部の引張強度と加熱部の耐力差が、部分的溶体化処理前後で２０Ｍｐａ以上増加している。このため、いずれの場合も成形性評価試験でのＬＤＲが部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上向上し、実質的に成形性が向上していることが確認され、また加熱した部分の曲げ加工性も良好であることが確認された。
【００８６】
［実施例２］
実施例１で用いたこの発明の成分組成範囲内にある合金１の熱延板を供試材として用いた。この合金板について表２に示した条件３と同じ条件で冷間圧延・溶体化処理・時効処理を行い、この合金板について同様に条件３と同じ条件で部分的溶体化処理を行った。但しこの実施例２では、部分的溶体化処理における加熱部と非加熱部の各領域を、表４に示すように種々変化させて部分的溶体化処理を行った。各領域条件で部分的溶体化処理したブランクを、１日後に実施例１と同じ条件での円筒深絞り試験に供して、ＬＤＲを求め、結果を表４中に示した。
【００８７】
【表４】
2010156024.tif 000006
【００８８】
比較例である条件１は加熱領域がない、すなわち実質的に部分的溶体化処理を行わない例であり、この場合はＬＤＲは２．０１であった。また比較例である条件２は、全面を加熱部とした例であり、ＬＤＲは２．０２へと微増するのみで、充分な成形性向上効果は得られなかった。また比較例である条件３は、成形時にパンチ肩部に接触することになる部分の全部（図２の領域Ｂ）とその外側の部分全部（図２の領域Ａ）を加熱部とした例であり、このためパンチ肩部の強度が低下して、この部分で破断が生じやすく、ＬＤＲは２．０１であって効果的に増加せず、成形性は向上しないことが判明した。また比較例である条件４は、成形時にパンチ肩部に接触することになる部分（図２の領域Ｂ）の一部とその外側の部分全部（図２の領域Ａ）を加熱部とした例であり、このためパンチ肩部の強度が低下して、この部分で破断が生じやすく、ＬＤＲは２．０２であって効果的に増加せず、成形性は向上しないことが判明した。
【００８９】
一方本発明例である条件５は、成形時にパンチ肩部に接触することになる部分（図２の領域Ｂ）の外側部分全部（図２の領域Ａ）を加熱部とした例であり、この場合はパンチ肩部に接触することになるブランクの強度はその外側の部分に比べて高く、そのためＬＤＲは２．２１となり、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上効果的に増加して、成形性が向上することが判明した。また本発明例である条件６、条件７は、成形時にパンチ肩部に接触することになる部分（図２の領域Ｂ）の外側部分の一部を加熱部とした例であり、この場合パンチ肩部接触することになるブランクの強度は、その外側部分の一部の領域に比べて高く、そのためＬＤＲは各々２．２０、２．１８となり、部分的溶体化処理を行わない場合に比較して０．１以上効果的に増加して、成形性が向上することが確認された。
【００９０】
［実施例３］
実施例１で用いたこの発明の成分組成範囲内の合金１の熱延板を供試材として用いた。この合金板について、表２に示した条件３と同じ条件で冷間圧延・溶体化処理・時効処理を行い、さらに条件３と同じ条件で部分的溶体化処理を行った。但し、この実施例３では、プレス成形に用いるパンチの形状を、前記各実施例とは異ならしめた。すなわち、図６に示すように、２段のパンチ肩部３Ａ、３Ｂを有する２段の円筒パンチ２を用いることとした。ここで、パンチ２の一段目は、φ５０ｍｍの大きさで５ｍｍＲのパンチ肩部３Ａを有し、パンチ２の二段目は、φ２５ｍｍの大きさで５ｍｍＲのパンチ肩部３Ｂを有するものとした。さらにダイとしては、この２段パンチ２の形状に対応するものとし、円板ブランク５について、このような２段形状のパンチ２とダイでプレス成形することとした。
【００９１】
この際、本発明例としては、成形時に一段面のパンチ肩部３Ａに接触することになる領域Ｂの外側の領域Ａを部分的溶体化処理における加熱部とし、さらに領域Ｂの内側の領域Ｃのうち、パンチ肩部３Ｂに接触することになる領域Ｂ’の外側領域Ａ’も加熱部として加えて部分的溶体化処理を行った。一方、比較例としては、成形時に一段面のパンチ肩部３Ａに接触することになる領域Ｂの外側の領域Ａのみを部分的溶体化処理における加熱部として、部分的溶体化処理を行った。これら本発明例と比較例の２種の部分的溶体化処理を施したブランクについて、部分的溶体化処理後の３日後に、これらのパンチとダイを用いてプレス成形をおこなった。その結果、本発明例では、途中で破断することなく２段の円筒形状の成形品を作製することができたが、比較例では成形品のパンチ肩部３Ｂに相当する部位で破断が生じてしまった。
【図面の簡単な説明】
【００９２】
【図１】この発明に従って部分的溶体化処理を行なう際の加熱部と非加熱部とを説明するために、アルミニウム合金板のプレス成形の状況を段階的に示す、模式的な断面図である。
【図２】実施例１における部分的溶体化処理時の加熱部と非加熱部を示すための模式図である。
【図３】実施例１において用いた部分的溶体化処理装置の模式的な斜視図である。
【図４】実施例１において採取した引張試験片の形状、寸法を示す平面図である。
【図５】実施例１において、部分的溶体化処理を行なったブランクの加熱部および非加熱部からの引張試験片採取位置を示す平面図である。
【図６】実施例３において用いたプレスの２段形状のパンチおよびその場合のブランクに対する部分的溶体化処理における加熱部及び非加熱部の位置を示す模式的な断面図である。
【符号の説明】
【００９３】
１  ダイ
２  パンチ
３、３Ａ、３Ｂ  パンチ肩部
４  シワ押さえ
５  ブランク
Ｐ  加熱部
Ｑ  非加熱部
【図１】
2010156024.tif 000007
【図２】
2010156024.tif 000008
【図３】
2010156024.tif 000009
【図４】
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【図５】
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【図６】
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