(57)【要約】【課題】６０００系アルミニウム合金板の超塑性成形を行なえ、かつ超塑性成形時の発生キャビティを低減できる成形方法を提供することを目的とする。【解決手段】特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法であって、この超塑性成形を、成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件での、好ましくは圧力媒体を用いたブロー成形などの多軸成形にて行い、最大相当歪み量１．０以上を得るとともに、成形板組織中のキャビティを低減するものとする。【選択図】図１
2008062255.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法であって、この超塑性成形を、成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件での多軸成形にて行い、最大相当歪み量１．０以上を得ることを特徴とするキャビティ発生の少ないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法。
【請求項２】
請求項１の超塑性成形方法で得られた成形板の組織中のキャビティが、平均粒径で３μm 以下、平均面積率で３％以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超塑性成形時の発生キャビティを低減した、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法、および、この超塑性成形方法で成形されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板（以下、アルミニウムをＡｌとも言う）に関するものである。
【０００２】
従来から、アルミニウム合金板を難加工形状のパネルに成形するために、アルミニウム合金板を加熱して、４６０〜５５０℃の高温領域で高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得るような、高速超塑性成形などの高温成形方法が検討されている。これら高温成形用のアルミニウム合金板としては、AA乃至JIS 規格でいう５０００系 (以下、単に５０００系と言う) のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が主流となっている。このため、高速超塑性成形用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が従来から多数開発提案されている。
【０００３】
これに対し、特に、自動車パネルなど、塗装焼付の際の焼付硬化性 (人工時効硬化性) に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のAA乃至JIS 規格でいう６０００系 (以下、単に６０００系と言う) のアルミニウム合金板の使用も、高温成形の分野で検討されている。これら6000系アルミニウム合金板は、合金元素量が多い他の５０００系などのアルミニウム合金に比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら６０００系アルミニウム合金パネルのスクラップを、Al合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の６０００系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れているという利点もある。
【０００４】
高温成形分野への６０００系アルミニウム合金板の適用例として、例えば、６０００系アルミニウム合金板の平均結晶粒径を１５〜１２０μm とし、また高速超塑性成形時のひずみ速度と成形温度とを特定の関係に制御して、高速超塑性成形時に高い伸びを得るとともに、成形後にＴ６処理を施して、引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を得ることが提案されている (特許文献１参照）。
【０００５】
また、６０００系アルミニウム合金板を溶体化処理を兼ねた温度でブロー成形を行い、その後成形品に焼き戻し処理を施して、２００ＭＰａ以上の高耐力を得ることも提案されている (特許文献２参照）。
【０００６】
これに対して、溶体化処理に必要な温度で高温成形を行っても、成形パネルをハンドリングするに必要な、その高温下での耐力が高く、かつ比較的低温で短時間の人工時効硬化処理後を行なっても人工時効硬化能が高い、６０００系アルミニウム合金板およびパネルの製造方法が提案されている (特許文献３参照) 。これは、Ｓｉ／Ｍｇが質量比で１．０以上であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の特性として、５００℃の温度でかつ歪み速度：１０-1／ｓの条件で高温引張試験をした際の最大流動応力や人工時効硬化処理を施した際の０．２％耐力などの特性を規定しているものである。
【０００７】
【特許文献１】特開平11-131165 号公報
【特許文献２】特開2001-58221号公報
【特許文献３】特開2004-315913 号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
６０００系アルミニウム合金の超塑性成形においては、粒界滑りによる変形機構に起因して結晶粒界にキャビティ（空隙、空孔）が生じ易くなる。このキャビティの生成は、超塑性伸びを低下させるとともに、材料の機械的性質、疲労強度などを劣化させる原因となる。このため、超塑性成形時のキャビティ発生が少ない６０００系アルミニウム合金の開発も必要である。
【０００９】
この点、５０００系アルミニウム合金では、従来から、超塑性成形時のキャビティ発生が少ない超塑性アルミニウム合金として、不純物としてのＦｅ、Ｓｉなどを低減することが提案されている。不純物としてのＦｅ、Ｓｉは、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を生成し、この化合物が結晶粒界に析出してキャビティを増加させ、超塑性伸びを低下させるからである。
【００１０】
しかし、６０００系アルミニウム合金では、５０００系アルミニウム合金と違い、不純物としてのＦｅ、Ｓｉなどを低減しても、超塑性成形時の発生キャビティを低減する効果はあまり無い。この点、６０００系アルミニウム合金では、これまで、超塑性成形時の発生キャビティを低減する観点からの提案は、あまりなされていない。
【００１１】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、超塑性成形時の発生キャビティを低減した、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の超塑性成形方法、および、この超塑性成形方法で成形されたＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
この目的を達成するために、本発明キャビティ発生の少ない６０００系アルミニウム合金板の超塑性成形方法の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を超塑性成形する方法であって、この超塑性成形を、成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件での多軸成形にて行い、最大相当歪み量１．０以上を得ることである。
【００１３】
また、本発明６０００系アルミニウム合金成形板の要旨は、上記本発明超塑性成形方法で得られたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金成形板であって、この成形板の組織中のキャビティが、平均粒径で３μm 以下、平均面積率で３％以下であることである。
【発明の効果】
【００１４】
ブロー成形などの超塑性成形中に、板の組織中に形成されるキャビティ（空隙、空孔）は、主に母相中の晶・析出物の周辺や粒界３重点に形成されることが知られている。このようなキャビティは、母相中に存在する空孔と同じものであるため、これらが集積すると成形中に破断の原因となり、成形板 (成形品) の強度や剛性を著しく低下させる。このため、高温成形時に、板組織中のキャビティ形成を抑える成形条件が重要となる。
【００１５】
本発明者らの知見によれば、６０００系アルミニウム合金の超塑性成形の場合、５０００系アルミニウム合金の場合とは異なり、高温かつ高速の変形によるキャビティの形成の抑制効果が著しく大きい。したがって、本発明では、６０００系アルミニウム合金板の超塑性成形において、成形温度を上記した５２０〜５４０℃の高温条件とし、かつ、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件での、多軸成形にて高速変形化させ、これらの高温かつ高速の変形条件により、最大相当歪み量１．０以上を得る。
【００１６】
これによって、超塑性成形後の６０００系アルミニウム合金成形板の組織中のキャビティを、平均粒径で３μm 以下、平均面積率で３％以下と低減することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
（超塑性成形）
本発明の超塑性成形は、キャビティ発生の少なくするために、成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件での多軸成形にて行い、これらの高温かつ高速の変形条件により、最大相当歪み量１．０以上を得る。
【００１８】
（成形温度）
超塑性成形における成形温度が低過ぎると、６０００系アルミニウム合金の流動応力（変形強度）が大きくなり過ぎ、変形が起こりにくくなる。また、成形中に生じる転位の回復も起こりにくくなり、十分な超塑性の成形性が得られなくなる。一方、超塑性成形における成形温度が高過ぎると、６０００系アルミニウム合金の流動応力が小さくなり過ぎ、局部的に変形が集中するために、均一変形が起こりにくくなる。また、変形速度が速いために、転位の集積が速くなり、転位の回復が間に合わず、十分な超塑性の成形性が得られなくなる。したがって、本発明において、高い伸びの特性を生じさせて高成形性を得る、超塑性成形における成形温度は、５２０〜５４０℃の特定範囲とする。
【００１９】
（歪み速度）
超塑性成形における歪み速度（成形速度）が小さ過ぎると、変形速度が遅いために、６０００系アルミニウム合金では、粒界すべりを主体とした変形となる。このため、板の結晶組織における粒界３重点にキャビティが形成されやすくなる。一方、歪み速度（成形速度）が大き過ぎると、変形速度が速いために、６０００系アルミニウム合金では、転位の集積が速くなり、転位の回復が間に合わず、十分な超塑性の成形性が得られなくなる。したがって、超塑性成形における歪み速度は、上記小さ過ぎないために１０-2／ｓ以上とする一方で、上記大き過ぎないために１／ｓ以下とした、１０-2／ｓ〜１／ｓの特定範囲とする。
【００２０】
（多軸成形）
このような高歪み速度＝高速変形とするために、本発明では、好ましくはガスや液体などの圧力媒体を用いた、多軸成形とする。本発明のような高温での超塑性成形では、６０００系アルミニウム合金の流動応力が極端に小さくなるため、通常の金型とポンチとを使用した、１方向のみから被成形板に圧力がかかる１軸成形では、材料が金型（ポンチ）に拘束されて破断しやすくなる。
【００２１】
本発明で用いる多軸成形は、上記１方向のみから被成形板に圧力がかかる１軸成形ではなく、多方向から圧力を被成形板に加えて変形させる。この多軸成形の方が、１軸成形では得られない、高歪み速度＝高速変形を得ることができる。この代表的な多軸成形としては、引張試験などの１軸変形の引張（major が伸び、minor が縮み）、平面歪み変形（major が伸び、minor は変形無し）、張出として知られる等２軸変形（major が伸び、minor も伸び）などがある。
【００２２】
（圧力媒体）
この多軸成形において、エアー（空気）あるいは窒素等の不活性ガスなどのガスや、水、油、エマルジョンなどの液体を圧力媒体とすれば、高歪み速度＝高速変形とできる。ただ、液体を用いた場合には、抜熱量が大きく、温度が下がり、高温変形ができない問題があり、前記成形温度近くに加熱する必要がある。このために、本発明では、抜熱量が小さく、前記成形温度近くに加熱する必要が無く、取り扱いも簡便である、エアー（空気）などを圧力媒体とすることが好ましい。この代表的な成形としてはブロー成形である。
【００２３】
図１に超塑性成形に使用する高温ブロー成形機を縦断面図で例示する。図２には、図１で使用する金型を平面的に示す。図１において、成形機中央部に水平に載置した被成形板を上型と下型とにより把持する。上型の上部略中央部には、被成形板への圧力媒体であるエアの上部からの導入孔が設けられている。下型には被成形板の直下位置に、図２で示す金型が設けられている。図２で示す金型略中央部には、例えば、長さＬと幅Ｗとが任意に設定される成形用の貫通孔が設けられ、圧力媒体である上記エアによって、被成形板をこの貫通孔に押し込み成形する。
【００２４】
（超塑性成形されるアルミニウム合金板）
本発明で、超塑性成形されるアルミニウム合金板は、特定成分組成の６０００系アルミニウム合金板であって、熱延 (熱間圧延上がり) 板、冷延 (冷間圧延上がり) 板などの、溶体化および焼き入れ処理前の状態の板や、これらを溶体化および焼き入れ処理された板である。また、この溶体化および焼き入れ処理後任意の熱処理、種々の調質処理を施された板を含む。そして、その形状は、板、切り板（ブランク）、コイルなどの適宜の形状状態を含む。
【００２５】
（アルミニウム合金板組成）
成形される６０００系Ａｌ合金板の成分組成は、超塑性成形後の成形板（パネル）としての必要特性（特に時効硬化能や強度）を確保するために、質量％で、Ｍｇ：０．２〜２．５％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、本発明での化学成分組成の％表示は、前記請求項の％表示も含めて、全て質量％の意味である。
【００２６】
成形される６０００系Ａｌ合金板の成分組成は、超塑性成形後の成形板（パネル）の時効硬化能（ＢＨ性）がより優れた、ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ/ Ｍｇが1 以上であるような過剰Ｓｉ型の６０００系Ａｌ合金板が用いられて好ましい。６０００系Ａｌ合金板は、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優れた時効硬化能（ＢＨ性）を有している。この中でも、過剰Ｓｉ型の６０００系Ａｌ合金板は、質量比Ｓｉ/ Ｍｇが１未満の６０００系Ａｌ合金板に比して、このＢＨ性がより優れている。
【００２７】
Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、AA乃至JIS 規格などに沿った各不純物レベルの含有量 (許容量) とする。しかし、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多量に使用した場合には、不純物元素が混入される可能性が高い。そして、これら不純物元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。また、実質量含有しても本発明目的や効果を阻害しない含有範囲があり、この範囲では各々の含有効果もある。したがって、各々以下に規定する量以下の範囲での含有を許容する。
【００２８】
その他の合金元素とは、具体的には、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下を含んでも良い。また、これらに加えて、あるいは、これらの代わりに、更に、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下を含んでも良い。
【００２９】
上記６０００系Ａｌ合金における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。
【００３０】
Ｓｉ：０．３〜２．０％
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの低温で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、時効硬化能を発揮し、超塑性成形後の成形板（パネル）の、例えば自動車のアウタパネルなどとして必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。
【００３１】
Ｓｉ量が０．３％未満では、前記時効硬化能や強度を確保することができない。一方、Ｓｉが２．０％を越えて含有されると、特に成形性が著しく阻害される。更に、溶接性も著しく阻害する。したがって、Ｓｉは０．３〜２．０％の範囲とする。
【００３２】
Ｍｇ：０．２〜２．５％
Ｍｇも、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの人工時効処理時に、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、パネルとして必要な耐力を得るための必須の元素である。
【００３３】
Ｍｇの０．２％未満の含有では、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、成形板（パネル）として必要な耐力が不足する。一方、Ｍｇが２．５％を越えて含有されると、成形性が著しく阻害される。したがって、Ｍｇの含有量は０．２〜２．５％の範囲とする。
【００３４】
Ｃｕ：０．００１〜１．０％
Ｃｕは、比較的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る効果がある。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０．００１％未満ではこの効果がない。一方、１．０％を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。
【００３５】
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎには、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子には再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。成形性はＡｌ合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Ｍｎ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が無い。
【００３６】
一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えて多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なＡｌ-Fe-Ｓｉ-(Ｍｎ、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、Ａｌ合金板の機械的性質を低下させる原因となる。
【００３７】
(製造方法)
成形されるＡｌ合金板は常法により製造される。即ち、上記した成分組成のＡｌ合金鋳塊を、均質化熱処理後に熱間圧延を施し、熱間圧延後に、必要に応じて焼鈍を施して冷間圧延し、Ａｌ合金板とする。
【００３８】
(溶解、鋳造、均質化熱処理)
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。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。均質化熱処理の温度自体は、常法通り、５００℃以上で融点未満の均質化温度が適宜選択される。
【００３９】
(熱延)
この均質化熱処理に続く熱間圧延によって熱延板として、あるいは更に必要により冷間圧延されて、所望の板厚とされる。なお、成形板（パネル）用途によって、厚板が必要な場合には、冷間圧延を省略して、アルミニウム合金板を熱間圧延上がりとしても良い。熱間圧延は、量産化のために、比較的大型の鋳塊を、リバース式の粗圧延機とタンデム式の仕上げ圧延機とから構成される熱延ラインによって施されることが好ましい。この熱延ラインは、通常1 基からなるリバース式の粗圧延機と、通常3 〜5 基からなるタンデム式の仕上げ圧延機とから構成される。これら粗圧延機と仕上げ圧延機では、各々複数のパスからなる圧延が施される。
【００４０】
(冷間圧延)
熱間圧延後に、引き続き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。
【００４１】
(溶体化および焼入れ処理)
高温の超塑性成形の温度が、アルミニウム合金板が十分溶体化処理される温度であれば、この高温成形が溶体化処理を兼ねることができる。したがって、高温成形されるアルミニウム合金板は、予め溶体化および焼入れ処理されても良く、溶体化および焼入れ処理されなくても良い。
【００４２】
ただ、超塑性成形前に溶体化および焼入れ処理を行なうと、粗大なＭｇ2 Ｓｉ金属間化合物を十分固溶させることができる。溶体化処理後に、この粗大なＭｇ2 Ｓｉ金属間化合物が固溶していない場合、高温下における強度 (最大流動応力) 低下の原因となる。これらの効果を出すための溶体化処理条件は、５００〜５６０℃の温度範囲で行うのが好ましい。溶体化処理温度は５６０℃を超えた、局部溶融が生じるような高温に高める必要は無い。
【００４３】
溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にＳｉ、Ｍｇ2 Ｓｉなどが析出しやすくなり、成形時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、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、冷却速度を１０℃／秒以上の急冷とすることが好ましい。
【００４４】
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より高めるため、焼入れ処理後に、強度向上に寄与する時効析出物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、６０〜１５０℃、好ましくは７０〜１２０℃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。更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、時効処理や安定化処理を行っても良い。
【００４５】
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。
【実施例】
【００４６】
次に、本発明の実施例を説明する。表１に示すＡ〜Ｄの本発明組成範囲内の６０００系Ａｌ合金板の高温引張試験と高温ブロー成形試験とを行い、成形板の破断伸び、成形板組織中のキャビティ発生状態と最大相当歪みを測定、評価した。また成形板の時効硬化能も測定、評価した。これらの結果を表２、３に示す。
【００４７】
６０００系Ａｌ合金板の製造は以下の通りである。即ち、表１の各組成のＡｌ合金鋳塊をＤＣ鋳造法にて溶製し、面削後に４７０ｍｍの厚みとして、昇温速度４０°／ｈｒにて加熱して５５０℃×４時間の均質化熱処理後、この温度で熱間圧延を開始し５ｍｍの厚みの板に熱間圧延した。熱間粗圧延は、リバース式粗圧延機を用いて粗圧延した。また、続く熱間仕上げ圧延では、量産に用いる４段４タンデム式の仕上げ圧延機列を用いて仕上げ圧延してコイル化した。その後、各熱間圧延板 (コイル) を冷間圧延し、共通して厚さ１．０ｍｍのAl合金冷延板 (コイル) を作成した。
【００４８】
更に、上記各冷延板 (冷延コイルから採取) を以下の同じ条件で調質処理したものと、調質処理しない冷延板も合わせて準備した。調質処理は、先ず、上記冷延板を５７０℃に保持した空気炉に投入し、各試験片が５５０℃の溶体化処理温度に到達した時点で１０秒保持し、８０℃の温水に焼き入れする処理を行った。前記焼入れ処理の際の冷却速度は２００℃/ 秒とし、焼入れ終了温度 (焼入れ温度) は共通して８０℃とし、焼入れ後にこの温度で２時間保持する予備時効処理 (保持後は冷却速度０．６℃／ｈｒで徐冷) を行った。
【００４９】
これら供試板から各例とも、圧延方向に対して直角方向に試験片を切り出し、試験片の高温引張試験を行い、成形板の破断伸びを測定した。また、試験片の高温ブロー成形試験を行い、成形板の最大相当歪み、成形板組織中のキャビティ発生状態を測定した。また成形板の時効硬化能も測定した。これらの高温引張試験結果と高温ブロー成形試験結果とを表２に各々示す。
【００５０】
（高温引張試験）
高温引張試験は、表２に示すように、成形温度（℃）と歪み速度（／ｓ）とを種々変えて行なった。この内、試験片形状は、平行部長さ：１５ｍｍ、幅：５ｍｍ、評点間距離：１０ｍｍとした。また、昇温速度は１００℃/ 分で各成形温度に到達後５分保持した後に引張試験を行なった。また、試験片が破断するまで一定の各歪み速度で行った。そして、各試験片の圧延方向に対し直角方向での破断伸びを測定した。なお表２、３の合金番号は表１の合金番号に対応している。
【００５１】
（破断伸び）
上記高温引張試験における破断伸びは、引張試験後の破断した試験片同士を突き合わせて評点間距離を測定し、上記初期の評点間距離：１０ｍｍに対する割合（％）として求める。
【００５２】
（超塑性成形試験）
超塑性成形試験も、表３に示すすように、成形温度（℃）と歪み速度（／ｓ）とを種々変えて行なったが、各例における成形温度と歪み速度とは、上記高温引張試験と同じとした。そして、前記図１、２に示した高温ブロー成形機によって、圧力媒体であるエアを用い、試験片を金型中央に設けられた貫通孔に押し込み、角筒状に成形した。試験片は一辺が２５０ｍｍの四角形状、貫通孔はＬ６０〜１２０ｍｍｘＷ３０〜６０ｍｍの四角形状とし、圧力媒体であるエアは最大で１ＭＰａとした。
【００５３】
（最大相当歪み）
超塑性成形試験における最大相当歪みは予め試験片表面の全面に描いたスクライブドサークルによって測定した。即ち、予め試験片表面の全面に描いた多数のφ３．８５ｍｍのスクライブドサークルの内、高温ブロー成形後に破断した近傍のスクライブドサークルを相当歪みの測定箇所として選択した。そして、εmajor とεminor とから、次式により各例の相当歪みεeqを測定し、貫通穴形状のそれぞれ異なる形状で求めた相当歪みの内，最大の歪み量とした。
εeq＝√２／３×√（εmajor2＋εmajor ×εminor ＋εminor2)
【００５４】
（キャビティ粒径、面積率）
キャビティの粒径、面積率の測定は、上記高温引張試験後の試験片、上記高温超塑性成形後の成形板について各々行った。即ち、これらの試験片乃至成形板の破断箇所近傍の板厚減少率が５０％の (板厚が１／２に減じた) 箇所の、板の圧延方向に平行な断面組織について、４００倍の光学顕微鏡を用いてキャビティを観察した。そして、視野内に存在する各キャビティの粒径の内の最大径を粒径としてカウントし、全キャビティの最大径の平均値を画像処理にて測定するとともに、視野数４視野で平均化し、平均粒径とした。また、視野内に存在する各（全）キャビティの合計面積率を画像処理にて測定するとともに、視野数４視野で平均化し、キャビティの平均面積率とした。
【００５５】
（時効硬化能）
時効硬化能として、上記高温超塑性成形後の成形板の、人工時効硬化処理後の強度を評価した。このため、実際の自動車パネルにおいて、高温超塑性成形後に塗装焼き付け硬化処理されることを模擬して、上記高温超塑性成形後の成形板を１７０℃×３０分の人工時効硬化処理した後の試験片の (ベークハード後：ＢＨ後) ０．２％耐力を測定した。なお、耐力測定のための引張試験はJIS Z 2201にしたがって行うとともに、試験片形状はJIS 5 号試験片で行った。また、クロスヘッド速度は5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
【００５６】
表２に示す発明例１〜４は、Ａ〜Ｄの本発明組成範囲内の６０００系Ａｌ合金板の高温引張試験（多軸の超塑性成形）を、表２に示す通り、本発明条件である成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件で行なっている。この結果、１００％以上の高い破断伸びが得られている。また、引張試験後の試験片組織中のキャビティも、平均粒径が３μm 以下、平均面積率が３％以下である。
【００５７】
これに対して、この超塑性成形を、本発明外の成形温度、歪み速度の条件で行なった比較例は、表２に示す通り、共通して破断伸びが９５％未満と低い。また、引張試験後の試験片組織中のキャビティも、平均粒径が３μm を超え、平均面積率も３％を超えて大きくなっている。これら比較例では、キャビティが少ない例もあるものの、高い破断伸びを得ることとは両立できていない。
【００５８】
表３に示す発明例１〜４では、Ａ〜Ｄの本発明組成範囲内の６０００系Ａｌ合金板の高温ブロー成形（圧力媒体を用いた多軸の超塑性成形）を、表３に示す通り、本発明条件である、成形温度：５２０〜５４０℃、歪み速度：１０-2／ｓ〜１／ｓの条件で行なっている。この結果、１．０以上の最大相当歪み量を得ることができている。また、成形板組織中のキャビティも、平均粒径が３μm 以下、平均面積率が３％以下である。そして、ＢＨ耐力が高く、時効硬化能も高い。
【００５９】
ただ、発明例の内、Ｍｇ、Ｓｉが下限量である、発明例Ｃ、Ｄは、Ｍｇ、Ｓｉが比較的多い他の発明例に比して、ＢＨ耐力が低く、時効硬化能が低い。したがって、Ｍｇ、Ｓｉの含有量がこれ以上低くなると、ＢＨ耐力や時効硬化能が更に低くなり、自動車パネルなどとしては強度が不足することが分かる。したがって、Ｍｇ、Ｓｉの下限量の意義が裏付けられる。
【００６０】
これに対して、高温ブロー成形（圧力媒体を用いた多軸の超塑性成形）を、本発明外の成形温度、歪み速度の条件で行なった比較例は、表３に示す通り、１．０以上の最大相当歪み量を得ることができない。また、引張試験後の試験片組織中のキャビティも、平均粒径が３μm を超え、平均面積率も３％を超えて大きくなっている。これら比較例では、ＢＨ耐力や時効硬化能が高く、またキャビティが少ない例もあるものの、共通して、高い最大相当歪み量を得ることとは両立できていない。
【００６１】
したがって、これらの結果から、超塑性成形を行なえ、かつ超塑性成形時の発生キャビティを低減するための、本発明成形条件の臨界的な意義が分かる。また、ＢＨ耐力や時効硬化能を高めるための、本発明成分組成範囲の臨界的な意義が分かる。
【００６２】
【表１】
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【００６３】
【表２】
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【００６４】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００６５】
本発明によれば、６０００系アルミニウム合金板の超塑性成形を行なえ、かつ超塑性成形時の発生キャビティを低減できる成形方法と、その成形方法によって得られた、６０００系アルミニウム合金成形板を提供することができる。この結果、自動パネルなどに、６０００系アルミニウム合金の用途を拡大できる。
【図面の簡単な説明】
【００６６】
【図１】ブロー成形機を示す断面図である。
【図２】図１に用いる金型を示す平面図である。
【図１】
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【図２】
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