(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：２．０−６．０％（質量％、以下同じ）を含有し、かつ
Ｍｎ：２．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下のうちの１種または２種を含有し、
残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、かつ
｛（Ｍｎ添加量（質量％））−（Ｍｎ析出物の面積率（％））×０．２４｝＋｛（Ｃｒ添加量（質量％））−（Ｃｒ析出物の面積率（％））×０．１５｝
が０．４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。
【請求項２】
さらにＣｕ：０．３−２．０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
【請求項３】
前記温間成形用アルミニウム合金板がＭｎを含有するものであり、さらに、Ｓｉ量を０．２０％以下に規制することを特徴とする請求項１または２に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
【請求項４】
結晶粒が２５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の温間成形用アルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、温間成形に好適に使用可能なアルミニウム合金板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の自動車軽量化の対策として、鋼板よりも比強度の高いアルミニウム合金板の使用が検討され、実用化が進められている。しかし、アルミニウム合金板の成形性は鋼板に比べて劣るため、適用が可能な部品にその適用が限定されている。
そのため、従来、アルミニウム合金板の成形性を改善するため様々な特殊成形方法の適用が検討されている。温間成形、即ち、ダイス及びしわ押さえの金型温度を１５０〜３００℃に加熱し、ポンチを冷却するプレス成形方法もその一例である（例えば、非特許文献１）。この成形方法では鋼板並みの成形性の確保が期待できるため、実用化への検討が進められている。
【０００３】
この成形方法は、深絞り成形であるため、その成形性はポンチ部分の材料強度とダイス部分の降伏強度の差に依存する。ポンチを室温に保持し、ダイス部分を２００℃もしくは２５０℃に保持した場合、ポンチ部分の材料強度は、室温のポンチに接触するため、室温時の引張強度（ＴＳ）であり、ダイス部分の材料強度は、２００℃や２５０℃フランジに接触するため、高温時の降伏応力（ＹＳ）になる。したがって、温間成形用材料に優れた材料には、ＴＳ（室温）−ＹＳ（高温）の大きいことが必要となる。
【０００４】
これまで温間成形用材料は一般的に成形性の高いＡｌ−Ｍｇ系合金、特に非特許文献１のようにＪＩＳ５１８２合金が多く用いられてきた。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】阿部佑二、吉田正勝、「５１８２アルミニウム合金板材のダブルシンク形温間成形」、軽金属、１９９４年、軽金属学会発行、第４４巻、第４号、ｐ．２４０−２４５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、未だ温間成形は実用化には至っていない。これはＪＩＳ５１８２合金の温間成形性では実用化には未だ不十分であることを示している。これまで温間成形用材料の開発はほとんど検討されておらず、ＪＩＳ５１８２合金よりも成形性の高い温間成形用材料の開発が望まれている。
【０００７】
本発明は、上記のような実状に鑑みてなされたものであり、ＪＩＳ５１８２合金よりも温間成形性に優れた材料として、室温時のＴＳと温間成形時の温度でのＹＳとの差を最大にする材料を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは前述の課題を解決すべく検討した結果、ＴＳ（室温）−ＹＳ（高温）を大きく増大させることは加工硬化量を増大させることと等価であると考えた。加工硬化量を上げるためには固溶強化に寄与する原子を多く固溶させることが必要である。
Ａｌ−Ｍｇ系合金の場合これらの原子はＭｇ、Ｍｎ、Ｃｒである。これらのうち、Ｍｇは添加量のほとんどが固溶するため、添加量の調整により固溶強化量の制御が可能である。一方、ＭｎとＣｒは、他の原子と析出物を形成するため、それら析出物を低減させる製造工程の調整、すなわち熱処理の調整がこれら原子による固溶強化量制御に必要となる。
【０００９】
本発明者らは、Ｍｇ添加による制御に加えてＭｎおよび／またはＣｒの添加と熱処理条件の調整により、従来以上に高い温間成形性を有する材料の発明を試みた。特にＭｎおよび／またはＣｒの析出物が最も形成される温度域内での冷却速度を大きくすることで、上記の析出物を低減出来ることを見出した。その結果、Ｍｎ、Ｃｒの固溶量を確保し、固溶強化を得る手段を見出した。更に、Ｓｉ添加量の低減や結晶粒径の減少も加工硬化量増に寄与することを見出した。本発明は以上の知見をもとになされたものである。
【００１０】
上記目的を達成するため、本発明に係るアルミニウム合金板は、以下を特徴とする。
（１）Ｍｇ：２．０−６．０％（質量％、以下同じ）を含有し、かつＭｎ：２．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下のうちの１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、かつ
｛（Ｍｎ添加量（質量％））−（Ｍｎ析出物の面積率（％））×０．２４｝＋｛（Ｃｒ添加量（質量％））−（Ｃｒ析出物の面積率（％））×０．１５｝
が０．４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。
【００１１】
（２）さらにＣｕ：０．３−２．０％を含有することを特徴とする（１）の温間成形用アルミニウム合金板。
（３）前記温間成形用アルミニウム合金板がＭｎを含有するものであり、さらに、Ｓｉ量を０．２０％以下に規制することを特徴とする（１）〜（２）の温間成形用アルミニウム合金板。
（４）結晶粒が２５μｍ以下であることを特徴とする、（１）〜（３）の温間成形用アルミニウム合金板。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、加工硬化量の増大に寄与するＭｎ、Ｃｒの固溶量を最大限にし、従来のＪＩＳ５１８２合金よりもＴＳ（室温）−ＹＳ（高温）が大きく、温間成形性に優れる温間成形用アルミニウム合金板を提供することが可能となった。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下に本発明について詳細に説明する。
（アルミニウム合金の成分）
まず本発明のアルミニウム合金板の成分組成について説明する。ここで含有量の単位は質量％である。
【００１４】
本発明のアルミニウム合金板の素材にはＡｌ−Ｍｇ系合金が適している。
Ａｌ−Ｍｇ系合金では、Ｍｇの添加量は２．０％以上が好ましい。Ｍｇの含有量が２．０％以上であると高強度が得られる。一方、Ｍｇが６．０％を超えて添加されると熱間加工性が劣化することがあり、製造コストが高くなる。
【００１５】
ＭｎとＣｒは固溶させることで加工硬化量を大きくするために有効な元素であるため、このうちから１種または２種を添加する。
Ｍｎを添加する場合、Ｍｎの含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、破壊の起点となる析出物が増大する。また、Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ析出物を形成するため、添加したＭｎの全てがＡｌ−Ｍｇ系合金中に固溶するわけではない。このため、Ｍｎを添加する場合、十分な固溶量を確保するために、Ｍｎを０．５０％以上含有させることが好ましい。なお、アルミニウム合金中に不可避的不純物としてＭｎが含有されている場合、アルミニウム合金中に含有されているＭｎの含有量は、０．０１％未満である。
【００１６】
Ｍｎの固溶量は添加したＭｎ量から、Ａｌ−Ｍｎ析出物に含まれるＭｎ量を引いた値に等しいが、直接分析することは難しい。このことから、Ｍｎの固溶量を近似的に示す指標として以下の式（１）を定義した。
（Ｍｎ添加量（質量％））−（Ａｌ−Ｍｎ析出物の面積率（％））×０．２４  （１）
【００１７】
式（１）の「Ａｌ−Ｍｎ析出物の面積率」は、温間成形用材料を集束イオンビーム（ＦＩＢ，Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）等により０．３μｍ以下の一定の膜厚とし、透過電子顕微鏡で観察した観察像から以下の式（２）より求める。「Ａｌ−Ｍｎ析出物の面積率」は、透過電子顕微鏡の観察像より画像解析ソフトを用いて観察像中のＡｌ−Ｍｎ析出物の面積を算出させて以下の式（２）を計算させることにより求めても良い。
【００１８】
｛（観察像中のＡｌ−Ｍｎ析出物の面積）／（観察像全体の面積）｝×１００（％）（２）
Ａｌ−Ｍｎ析出物は多くがＡｌ６Ｍnである。このため、原子量から計算するとＡｌ−Ｍｎ析出物に含まれるＭｎ量の割合は２４（ｍａｓｓ％）である。したがって、上記の式（１）に示すように、Ａｌ−Ｍｎ析出物中のＭｎ量はＡｌ−Ｍｎ析出物の面積率に０．２４をかけて求める。
【００１９】
同様にＣｒも固溶させることで加工硬化量を大きくするために有効な元素である。Ｃｒの場合の添加量範囲は、０．５０％以下である。Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、破壊の起点となる析出物が形成される。ＣｒはＡｌ−Ｃｒ析出物を形成するため、添加したＣｒが全て固溶するわけではない。また、Ｃｒの固溶量は多いほど加工硬化量を増大するため望ましい。このため、Ｃｒを添加する場合、０．２０％以上の添加が好ましい。なお、アルミニウム合金中に不可避的不純物としてＣｒが含有されている場合、アルミニウム合金中に含有されているＣｒの含有量は、０．０１％未満である。
【００２０】
Ｃｒの固溶量は添加したＣｒ量から、Ａｌ−Ｃｒ析出物に含まれるＣｒ量を引いた値に等しい。このため、Ｍｎの固溶量の場合と同様、以下の式（３）と定義する。
（Ｃｒ添加量（質量％））−（Ａｌ−Ｃｒ析出物の面積率（％））×０．１５  （３）
【００２１】
式（３）の「Ａｌ−Ｃｒ析出物の面積率」は、温間成形用材料をＦＩＢ等により０．３μｍ以下の一定の膜厚とし、透過電子顕微鏡で観察した観察像から以下の式（４）より求める。「Ａｌ−Ｃｒ析出物の面積率」は、透過電子顕微鏡の観察像より画像解析ソフトを用いて観察像中のＡｌ−Ｃｒ析出物の面積を算出させて以下の式（４）を計算させることにより求めても良い。
【００２２】
｛（観察像中のＡｌ−Ｃｒ析出物の面積）／（観察像全体の面積）｝×１００（％）（４）
透過電子顕微鏡の観察像におけるＡｌ−Ｍｎ析出物とＡｌ−Ｃｒ析出物の判断は透過電子顕微鏡に搭載された元素分析装置により行うと良い。
【００２３】
Ａｌ−Ｃｒ析出物は多くがＣｒ２Ｍｇ３Ａｌ１８である。このため、原子量から計算するとＡｌ−Ｃｒ析出物に含まれるＣｒ量の割合は１５（ｍａｓｓ％）である。したがって、上記の式（３）に示すように、Ａｌ−Ｃｒ析出物中のＣｒ量はＡｌ−Ｃｒ析出物の面積率に０．１５をかけて求める。
【００２４】
上記の式(１)と（３）の和で表されるＭｎとＣｒの固溶量の和｛（Ｍｎ添加量（質量％））−（Ｍｎ析出物の面積率（％））×０．２４｝＋｛（Ｃｒ添加量（質量％））−（Ｃｒ析出物の面積率（％））×０．１５｝が０．４％未満であると温間成形性の向上が小さいため、本発明ではＭｎとＣｒの固溶量の和を０．４％以上とする。なお、式（１）と式（３）は、母相とＭｎ、Ｃｒ系析出物の比重は同じであると仮定した場合に成り立つ式である。
【００２５】
なお上述の合金において、必要に応じてＣｕを添加してもよい。Ｃｕも固溶強化増大に寄与するが、過剰な添加は、破壊の起点の形成を介して、成形性を劣化させる。したがって、Ｃｕを含有する場合は２．０％以下に添加量を制限する。一方Ｃｕを含有する場合の下限値は、固溶強化向上効果の発現する量できまり、０．３％以上とする。
【００２６】
Ｓｉは添加するとＡｌ−Ｍｎ析出物の析出を促進するため、Ｍｎ固溶量が減少する。したがって、本発明のアルミニウム合金板がＭｎを含有するものである場合にＭｎを多く固溶させるためには、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましい。しかし、Ｓｉは、固溶による強度を上昇させる効果が得られるものであるため、必要に応じてアルミニウム合金板に含有させてもよい。Ｓｉは、不可避的不純物としてＭｎとともに含む場合であっても、必要に応じてＭｎとともにＳｉを含有させる場合であっても、Ａｌ−Ｍｎ析出物の析出を抑制するため０．２０％以下に規制する。なお、アルミニウム合金板の材料として、一般的なアルミ地金を用いた場合、０．２０％未満のＳｉが不可避的に含有される。
【００２７】
これらＡｌ−Ｍｇ系合金の上記成分組成には、さらにＦｅを添加しても良い。Ｆｅは溶解原料から混入し、不純物として含まれるＦｅは晶出物を生成する。これは、再結晶の核となる一方、０．３０％を超えて添加すると、破壊の起点となり、成形性や曲げ加工性を劣化させる。したがって、添加量は０．３０％以下とすることが好ましい。
【００２８】
その他、Ｚｒ、Ｖを上記成分組成にさらに添加しても良い。これら遷移元素は均質化熱処理時に分散粒子を生成し再結晶後の粒界移動を抑制する効果がある。ただし、多量の添加は金属間化合物を生成し、これが温間成形や曲げ加工においての破壊の起点となり、これら特性を劣化させる。したがって、添加する場合、Ｚｒでは０．２５％以下、Ｔｉでは０．９％以下の添加量とすることが好ましい。
【００２９】
結晶粒径は微細であるほど、加工硬化量が増加するため、小さい方が好ましい。結晶粒径が大きすぎると肌荒れを起こし、成形品外観を損なうため、２５μｍ以下にすることが好ましい。望ましくは結晶粒径が１０μｍ以下であると高温域で材料の一部が超塑性現象を起こし、延性が向上するので良い。
【００３０】
（アルミニウム合金の製造方法）
次に、上記アルミニウム合金の製造方法について説明する。温間成形用のアルミニウム合金には、充分な強度と延性が必要である。
上記した成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金の鋳塊を、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延を施した後、溶体化熱処理および焼入れ処理を行う。これら工程は常法と同じである。なお、冷間圧延の間に１回以上の熱処理を行っても、また、熱間圧延後に熱延板の熱処理を行っても良い。また、成形品に充分な強度、延性、再結晶粒が要求されない場合は冷間圧延材料を使用しても良い。
【００３１】
先ず、溶解、鋳造工程では、上記した成分組成の合金の溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の常法の溶解鋳造法を選択実施する。特に連続鋳造圧延法を適用する場合には、製造コストの大幅な低減が期待できる。
次に行う均質化熱処理では材質の均質化を狙う。均質化熱処理は添加元素の偏析をなくすことが主目的である。加えて微細なＡｌ−Ｍｎおよび／またはＡｌ−Ｃｒ系化合物を十分に固溶させるためには５２０℃以上融点以下の温度での熱処理が必要となる。好ましくはＭｎおよび／またはＣｒの固溶温度以上が良い。
【００３２】
熱処理時間は、添加元素量にもよるが、上記温度範囲内にて２０分以上８時間以下であれば充分である。２０分より短いと十分に偏析をなくすことは困難となり、一方８時間以上であれば製造コストが増加する。
また上記温度範囲内にて上記加熱時間保持した後は、１８０〜５６０℃の温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要があり、かつＭｎ系析出物およびＣｒ系析出物を最も形成する４００〜５６０℃の温度域を３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが必須である。冷却速度がこれよりも遅いとＭｎ系析出物および／またはＣｒ系析出物が形成し、Ｍｎおよび／またはＣｒの固溶量が減少する。冷却速度を早める手段は、強制空冷、水冷などあるが、その手段に特に限定はない。
【００３３】
続く熱間圧延では、開始温度の設定が必要であり、その温度は４５０℃以上にすべきである。４５０℃未満の温度では、熱間圧延中での再結晶の頻度が急激に低下し、これが最終製品での未再結晶化の可能性を高くする。好ましくは開始温度が５２０℃以上であれば微細なＡｌ−Ｍｎおよび／またはＡｌ−Ｃｒ系化合物が固溶し、Ｍｎおよび／またはＣｒの固溶量が増加する。
熱延開始温度到達から熱延開始までの時間は短い方が好ましい。特に２０分以下が望ましい。前記時間が長くなるとＡｌ−Ｍｎおよび／またはＡｌ−Ｃｒ系化合物が析出し、Ｍｎおよび／またはＣｒの固溶量が減少する可能性がある。
【００３４】
また熱延後は熱延板を１８０〜５６０℃の温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要があり、かつＭｎおよびＣｒ系析出物を最も形成する４００〜５６０℃の温度域を３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが必須である。冷却速度がこれよりも遅いとＭｎおよび／またはＣｒ系析出物が形成し、ＭｎおよびＣｒの固溶量が減少する。
最終板厚は特に制限は設けず、５ｍｍ以下であることが、続く冷間圧延工程の容易さの点から好ましい。
【００３５】
なお、確実な再結晶を得るために、冷間圧延前に熱延板を焼鈍しても良い。その場合には４００℃以上の温度にて２０分以上であれば充分であり、長時間の焼鈍は製造コストを高める欠点となる。また、全体の製造コストを考慮して、この熱延板焼鈍を省略しても良い。この熱延板焼鈍後の冷却においても、１８０〜５６０℃の温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要があり、かつＭｎおよびＣｒ系析出物を最も形成する４００〜５６０℃の温度域を３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが必須である。
【００３６】
続く冷間圧延は所望の板厚まで冷間まで常法で圧延してよい。
また、熱延板焼鈍と同様、確実な再結晶を得るために、冷間圧延の途中に１回以上の熱処理（中間焼鈍）を実施しても良い。この時の温度は、ＭｎおよびＣｒの固溶温度以上であれば、ＭｎおよびＣｒの固溶量が増加するので好ましい。熱延板焼鈍同様、この中間焼鈍後の冷却においても、１８０〜５６０℃の温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要があり、かつＭｎおよびＣｒ系析出物を最も形成する４００〜５６０℃の温度域を３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが必須である。
【００３７】
中間焼鈍から最終板厚までの冷間圧延率は大きい方が好ましい。冷間圧延率を大きくすることで最終焼鈍時の再結晶粒が微細化する。望ましくは中間焼鈍から最終板厚までの冷間圧延率を７５％以上とすると良い。
冷間圧延終了後は、最終焼鈍を行う。最終焼鈍温度は４００℃以上融点以下とする。好ましくはＭｎおよびＣｒの固溶温度以上が良い。最終焼鈍は連続焼鈍炉で行うことが好ましく１８０〜５６０℃の温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する必要があり、かつＭｎおよびＣｒ系析出物を最も形成する４００〜５６０℃の温度域を３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが必須である。冷却速度がこれよりも遅いとＭｎ、Ｃｒ系析出物が形成し、ＭｎおよびＣｒの固溶量が減少する。
【００３８】
（成形方法）
次に、本発明の成形方法について説明する。
上述のアルミニウム合金板を用いた温間成形は、ダイスおよびしわ押さえ金型の温度よりもポンチの温度を低くして行う。これらの温度差が大きいほど、材料中の強度差が大きくなり、深絞り成形性が向上する。必要なダイスおよびしわ押さえ金型とポンチとの温度差は５０〜３００℃である。上記温度差が５０℃未満であると、充分な強度差は材料内に発現しない。また、３００℃を超えた温度差を得るためには大幅な設備コストがかかるために工業的には不利となる。なお、加熱方法は電熱ヒーターを用いても、他の熱媒体による方法でも良く、特に限定はしない。
【００３９】
なお、ダイス及びしわ押さえ金型の加熱温度が１５０℃未満では、フランジ部の変形抵抗の低下が不充分であるため、これら温度の下限を１５０℃以上とする。フランジ部の変形抵抗は、ダイス及びしわ押さえ金型の加熱温度の上昇によって低下する。このため、加熱温度は２００℃以上とすることが好ましく、２５０〜３００℃の範囲が最適な範囲である。
【００４０】
更に、ポンチに接する材料の温度とダイス及びしわ押さえ金型に接する材料の温度差を大きくするためには、ポンチ内に配管を設け、水冷により冷却することが好ましい。なお、ポンチの冷却水は３０℃以下で良く、通常の水道水の温度で冷却は可能である。なお、ポンチの温度は低いほど好ましく、１０℃以下とすれば成形性が極めて良好になる。
【００４１】
ここで、ポンチを冷却するためには、ポンチ内に設けた配管を冷却装置に接続し、ポンチ内に温度管理された冷媒を循環させることが好ましい。冷媒及び冷却装置を用いる際には、配管等を考慮すると、冷媒の温度は−５０℃以上が実用的な範囲であり、−３０〜０℃の範囲が最適である。
ポンチを効率良く冷却するには、冷媒をエチレングリコール水溶液とすることが好ましい。また冷媒には、メタノール、エタノール等のアルコール類又は塩化メチレン等の有機ハロゲン化合物を使用しても良い。
【００４２】
冷媒を冷却する冷却装置は特に制限されるものではなく、汎用の装置を用いれば良い。
ポンチ肩部の冷却を促進するためには、ポンチと対向するカウンターポンチを設けても良く、その際には、カウンターポンチにも水冷手段を設け、ポンチと同じ温度に冷却することが好ましい。
【００４３】
また、ポンチに接する材料の温度とダイス及びしわ押さえ金型に接する材料の温度差は、材料の熱伝導があるために、ダイス及びしわ押さえ金型とポンチの温度差よりも小さくなる。良好な成形性を得るには、上述したように、ダイス及びしわ押さえ金型に接する材料部分とポンチに接する材料部分との温度差を５０℃以上とする必要がある。そのためには、ダイス及びしわ押さえ金型とポンチとの金型自体の温度差を９０℃以上とすることが好ましい。これにより、アルミニウム合金板のフランジ部とポンチ肩部に相当する部分の強度差を適正な範囲とすることが可能になり、プレス成形性を更に向上させることができる。
【００４４】
（合金板の好適な特性）
本発明の合金板は、以下の特性を与えるものであることが好ましい。ＬＤＲ値（限界絞り比）：２．４超えであることが好ましく、更には２．５以上、特に２．６以上であることが好ましい。
【実施例】
【００４５】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１記載の成分を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなる組成の合金を使用して表２および下記の製造条件により被成形板を製造した。その後、得られた被成形板に対して、下記に示す条件で温間成形を行い、下記に示す方法によりＬＤＲ値（限界絞り比）を測定した。
【００４６】
【表１】
0005677193.tif 000002
【００４７】
【表２】
0005677193.tif 000003
【００４８】
＜被成形板の製造条件＞
被成形板の製造条件は以下の通りである。まず溶解鋳造により表１記載の合金番号１〜２４の組成の鋳塊を製造し、均質化処理を行った。均質化処理温度は５５０℃、熱処理時間は４時間とした。均質化処理後は熱延を行い、その際熱延開始温度は５５０℃とした。熱延板は中間焼鈍なしで冷間圧延し、最終板厚１．０ｍｍｔとした。このとき熱延上がりの板厚を調整し、表２に示すように最終冷間圧延率を変えて製造した。冷延後は５００℃で最終焼鈍を行い、被成形板とした（製造条件１〜３１）。
なお、表１において、（−）は、その成分を積極的に添加していないことを示す。また、熱処理（均質化処理、熱延、最終焼鈍）の際の冷却速度は統一し、表２に示すように４００〜５６０℃および１８０〜４００℃の温度域の冷却速度を制御した。
【００４９】
＜温間成形＞
温間成形には、直径７５ｍｍの円筒ポンチと直径８０ｍｍのダイスを用いた。ダイスおよびしわ押さえ金型は金型に埋め込んだヒーターによる電熱加熱により加熱し、ポンチは冷却したエチレングリコール水の循環により冷却した。またポンチ温度を２５℃に、ダイスとしわ押さえ金型の温度を２５０℃に設定した。潤滑には、汎用の２硫化モリブデンの水溶液を使用した。
【００５０】
＜ＬＤＲ値（限界絞り比）＞
ＬＤＲ値は深絞り成形性の評価値であり、破断することなく絞り抜けるまで成形できた最大の円形アルミ合金板の直径をポンチ径（ここでは７５ｍｍ）で除した値である。この値が大きければ温間成形性が優れている。本試験条件においてＪＩＳ５１８２合金の一般的な温間成形でのＬＤＲ値は２．４であり、温間成形用材料には２．４より大きいＬＤＲ値が求められる。なお、ＢＨＦ（しわ押さえ荷重）は１ｔに設定した。
【００５１】
＜Ｍｎ固溶量とＣｒ固溶量の和の算出＞
Ｍｎ固溶量とＣｒ固溶量の和の算出方法を説明する。製造した被成形板をＦＩＢによりほぼ０．３μｍの一定の膜厚になるように加工し、透過電子顕微鏡で観察した。観察像を画像解析ソフトに読み込み、Ａｌ−ＭｎもしくはＡｌ−Ｃｒ析出物の面積率を測定した。Ａｌ−Ｍｎ析出物とＡｌ−Ｃｒ析出物の判断は透過電子顕微鏡搭載の元素分析装置で行った。測定した面積率を用いて式（１）の値と式（３）の値を足してＭｎ固溶量とＣｒ固溶量の和を算出した。
【００５２】
＜実験結果＞
表２記載の製造条件１〜３１の被成形板の成形試験結果を説明する。
製造条件１〜２４では、溶体化熱処理後の冷却速度を、４００℃未満では２５℃／ｓｅｃと、４００から５６０℃では３５℃／ｓｅｃと大きくすることで、ＭｎおよびＣｒの固溶量増を図った。
【００５３】
製造条件１〜５の比較によりＭｇ含有量の影響を調査した。製造条件１ではＭｇ含有量が少ないためにＬＤＲ値が低く、ＪＩＳ５１８２合金を上回る温間成形性を得られなかった。一方製造条件２〜４はＪＩＳ５１８２合金を上回るＬＤＲであり、またＭｇ含有量が多いほど温間成形性は向上した。製造条件５ではＭｇ含有量が多いために熱間圧延割れを起こし、評価に至らなかった。
【００５４】
製造条件３、６〜１０の比較によりＭｎ含有量の影響を調査した。製造条件６〜８はＭｎ添加量が少なく、Ｍｎ固溶量とＣｒ固溶量の和が小さいためＪＩＳ５１８２合金を上回る温間成形性を得られなかった。製造条件３、９はＪＩＳ５１８２合金を上回るＬＤＲ値であり、またＭｎ含有量が多いほどＭｎ固溶量が増加し、温間成形性は向上した。しかし製造条件１０ではＭｎ含有量が多すぎるために粗大な金属間化合物が生成し、成形性が悪化した。
【００５５】
製造条件８、１１〜１５の比較によりＣｒ含有量の影響を調査した。製造条件８、１１ではＣｒ固溶量が少なく、Ｍｎ固溶量とＣｒ固溶量の和が小さいためＬＤＲ値が低く、ＪＩＳ５１８２合金を上回る温間成形性を得られなかった。一方製造条件１２〜１４はＪＩＳ５１８２合金を上回るＬＤＲ値であり、またＣｒ含有量が多いほどＣｒ固溶量が増加し、温間成形性は向上する傾向であった。しかし製造条件１５ではＣｒ含有量が多すぎるために粗大な金属間化合物が生成し、成形性が悪化した。なお製造条件１３では、Ｃｒ固溶量のみで成形性向上がなされている。
【００５６】
製造条件３、１６〜２０の比較によりＣｕ含有量の影響を調査した。製造条件１６ではＣｕ含有量が少ないため大きなＬＤＲ値の向上は見られなかった。一方製造条件１７〜１９はＣｕ含有量が多いほど温間成形性は向上する傾向であった。しかし製造条件２０ではＣｕ含有量が多すぎたために、成形性が悪化した。
【００５７】
製造条件１２、２１〜２３の比較によりＳｉ含有量の影響を調査した。製造条件１２、２１、２２はＳｉ含有量が少ないためにＡｌ−Ｍｎ系析出物の量は少なく、Ｍｎ固溶量が多いために、ＪＩＳ５１８２合金以上の良好な温間成形性を維持した。一方で製造条件２３はＳｉ含有量が多すぎるためにＭｎ固溶量が減少し、温間成形性が悪化した。
製造条件２４はＭｎを粗大な析出物が生成しない上限値に近い含有量とし、Ｃｒを粗大な析出物が生成しない上限値の含有量としたものであるが、非常に良好な温間成形性を示した。
【００５８】
製造条件１２、２５〜２８の比較により、熱処理時の冷却速度がＭｎ固溶量および温間成形性の及ぼす影響を調査した。製造条件１２、２５、２７は冷却速度が大きくＭｎ固溶量が維持され、温間成形性も良好であった。一方製造条件２６では全体の冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上であるが、Ａｌ−Ｍｎ析出物の形成が盛んな４００〜５６０℃の温度域で冷却速度が小さかったため、Ｍｎ固溶量が減少し、温間成形性が悪化した。また製造条件２８も４００〜５６０℃の温度域での冷却速度は大きいが、１８０〜４００℃の温度域における冷却速度が小さかったためにＭｎ固溶量が減少し、温間成形性が悪化した。
【００５９】
製造条件３、２９、３０の比較、および製造条件１、３１の比較により冷間圧延率が結晶粒径および温間成形性に及ぼす影響を調査した。冷間圧延率を上げることで結晶粒は微細化し、温間成形性は向上する傾向にあった。特に製造条件３０は冷間圧延率を７５％とすることで結晶粒径が１０μｍ以下になり、温間成形性は大きく向上した。一方製造条件３１は冷間圧延率が低く、結晶粒径も２５μｍより大きくなり、ＬＤＲ値は良好だが、成形品表面外観に肌荒れが生じた。