(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０４％〜０．５０ｍａｓｓ％及びＣｒ：０．０４％〜０．３０ｍａｓｓ％の１種又は２種を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、昇温速度６０℃／分で５３０℃まで昇温後において、隣接する結晶粒の粒界が１５°未満の小角粒界である存在確率が５０％以上であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｓ方位の方位密度が２０以上、５μｍ以上の第２相粒子の密度が１００〜１０００個／ｍｍ２の未再結晶組織からなる、請求項１に記載の熱間成形用アルミニウム合金板。
【請求項３】
前記アルミニウム合金がＣｕ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の熱間成形用アルミニウム合金板。
【請求項４】
ブロー成形用アルミニウム合金板である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｍｇ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０４％〜０．５０ｍａｓｓ％及びＣｒ：０．０４％〜０．３０ｍａｓｓ％の１種又は２種を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、得られた鋳塊を５００℃以上で、かつ前記アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間熱処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊が３００〜４００℃のときの圧下率を８０％以上とする熱間圧延工程とを含むことを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金がＣｕ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項５に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延工程の後に、圧延板を７０％以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を更に含む、請求項５又は６に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い時効硬化性を有するだけでなく、高歪み速度域において高い高温延性を有し、熱間成形に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、構造部品の軽量化手段の一つとして、アルミニウム合金の適用が進んでいる。しかしながら、一般的にアルミニウム合金は鋼板に比べて成形性が低く、様々な加工法の検討が必要である。そのような加工法の一つとして、超塑性変形を利用した熱間成形が挙げられる。このような熱間成形の代表的な例として、ブロー成形が挙げられる。
【０００３】
ブロー成形とは、特にアルミニウムが高温で超塑性と呼ばれる著しく大きな延性を示すことを利用した成形方法である。具体的には、加熱された上下金型でアルミニウム板材を挟持し、アルミニウム板材を加熱した後に高圧ガスで加圧して、アルミニウム板材を成形金型形状に成形する方法が一般的である。ブロー成形は、アルミニウム材の大きな高温延性を利用して冷間プレス成形では不可能な複雑形状の成形を可能とするだけでなく、高温での変形抵抗が小さいために、金型への転写性に優れ高意匠性部品に適する。加えて、基本的には片方の金型だけで成形が可能なため、冷間プレス成形に比べて金型費を低減でき、少量多品種の部品の成形に用いられている。
【０００４】
特にアルミニウム合金に関しては、優れた超塑性特性を示す材料が積極的に開発されている。中でもＡｌ−Ｃｕ系及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のアルミニウム合金は、高温で著しく大きな延性を示すことに加え、ブロー成形後の熱処理により高強度が得られるために、幾つかのブロー成形用合金が開発されている。
【０００５】
しかしながら、Ａｌ−Ｃｕ系やＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系のアルミニウム合金は、耐食性と溶接性に劣り、また製造コストが高価になるために航空機などの特殊部品への適用に限られている。一方で、Ｍｇが多量に固溶したＡｌ−Ｍｇ系合金は高温で大きな延性を示すことは勿論であるが、中程度の強度と溶接性、ならびに、耐食性に優れており、一般部品向けの熱間成形用材料として広く用いられている。特にその需要の大部分は、自動車部品用途に占められている。しかしながら、自動車部品への軽量化の需要が増大するにつれ、高強度の一般部品用途の熱間成形用材料が求められるようになってきた。
【０００６】
そのため、近年では特許文献１、２のような熱間成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が開発されている。しかしながら、これらの熱間成形用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形性は必ずしも十分ではなかった。特に生産性の点において、実用的な歪み速度域である１０−２〜１０−１／秒での高温延性は十分とは言えず、高速成形ができないため量産性に劣るという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００６−３７１３９号公報
【特許文献２】特開２００８−６２２５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は上記問題を解決すべくなされたもので、高い時効硬化性を有するだけでなく、１０−２〜１０−１／秒の高歪み速度域における高温延性が高く、高速成形による量産性に優れる熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記問題に対して本発明者は、高歪み速度域における熱間成形性と材料組織の関係を種々種検討した結果、高歪み速度域においても成形中に発生する欠陥が成形性の低下を招くことを突き止めた。更に、この欠陥を抑制するためには１５°未満の小角粒界の存在確率を大きくすることが効果的であることを見出した。また、高い成形性を維持しつつ、時効硬化により高強度が得られる成分範囲を特定した。具体的には、一般部品用途として十分な強度である引張強度３００ＭＰａ以上を、時効後の引張強度として設定した。これにより、高い時効硬化性を有するだけでなく、高歪み速度域における成形性の向上を達成することができ、本発明を完成するに至った。
【００１０】
すなわち、本発明は請求項１において、Ｍｇ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０４％〜０．５０ｍａｓｓ％及びＣｒ：０．０４％〜０．３０ｍａｓｓ％の１種又は２種を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、昇温速度６０℃／分で５３０℃まで昇温後において、隣接する結晶粒の粒界が１５°未満の小角粒界である存在確率が５０％以上であることを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板とした。
【００１１】
本発明は請求項２では請求項１において、熱間成形用アルミニウム合金板が、Ｓ方位の方位密度が２０以上、５μｍ以上の第２相粒子の密度が１００〜１０００個／ｍｍ２の未再結晶組織からなるものとした。
【００１２】
更に本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記アルミニウム合金がＣｕ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。
【００１３】
本発明は請求項４では請求項１〜３のいずれか一項において、ブロー成形用に用いられるアルミニウム合金板とした。
【００１４】
本発明は請求項５において、請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法であって、Ｍｇ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０４％〜０．５０ｍａｓｓ％及びＣｒ：０．０４％〜０．３０ｍａｓｓ％の１種又は２種を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を鋳造する鋳造工程と、得られた鋳塊を５００℃以上で、かつ前記アルミニウム合金の融点未満の温度で１〜１２時間熱処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊が３００〜４００℃のときの圧下率を８０％以上とする熱間圧延工程とを含むことを特徴とする熱間成形用アルミニウム合金板の製造方法とした。
【００１５】
本発明は請求項６では請求項５において、前記アルミニウム合金がＣｕ：０．１０〜０．８０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＴｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。
【００１６】
本発明は請求項７では請求項５又は６において、前記熱間圧延工程の後に、圧延板を７０％以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を更に含むものとした。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、高歪み速度域における高温延性が高く、高速成形による量産性に優れたる熱間成形用アルミニウム合金板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形後の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、所定の合金組成を有し、所定条件の昇温後において、隣接する結晶粒の小角粒界である確率を５０％以上とした。また、所定のＳ方位密度と第２相粒子密度を有する。なお、本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、ブロー成形用、熱間プレス成形用などに適用可能である。以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
１．金属組織
１−１．小角粒界の存在確率
まず、本発明のアルミニウム合金の金属組織について説明する。
１０−２〜１０−１／秒の高歪み速度域において、数十μｍの平均結晶粒径を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を高温ブロー成形などの超塑性成形する際には、変形機構は粒内変形が主体となる。しかしながら、粒内変形と同時に粒界すべりも変形機構に寄与しているものと考えられる。特に粒界すべり変形は、粒界の三重点において空洞欠陥が発生し易く、同時に粒内変形を伴うと空洞欠陥の合体・拡大により破断の起点となり成形性低下の要因となる。
【００２１】
図１に示すように、本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成形後の金属組織を調査した結果、上記超塑性成形中に発生する欠陥は、粒界の角度が１５°以上の大角粒界に沿って拡大することが観察され、一方で、粒界角度が１５°未満の小角粒界上では大角粒界上ほど欠陥の発生、拡大が無いことを見出した。そこで、本発明の熱間成形用アルミニウム合金板では、熱間成形温度に加熱後において、隣接する結晶粒の粒界が１５°未満の小角粒界の存在を大きくすることで欠陥の発生を抑制し、高速成形性の向上を図るものである。
【００２２】
具体的には、隣接する結晶粒の粒界が１５°未満である小角粒界の存在確率を５０％以上と規定する。この存在確率が５０％未満であると、大角粒界の確率が大きくなるために欠陥の発生、拡大を抑制できず、成形性向上効果が得られない。なお、この存在確立の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では７０％とするのが好ましく、６０％とするのがより好ましい。また、金属組織観察前の加熱条件は、実際のブロー成形条件に近い昇温速度６０℃／分で５３０℃まで加熱するものとする。隣接する結晶粒の粒界が１５°未満である小角粒界の存在確率は、上記条件で加熱後のアルミニウム合金板の圧延方向に沿った縦断面（厚さ方向に沿った断面）を切り出して断面を研磨後、ＥＢＳＰを用いて
２００μｍ×２００μｍの視野について、１５°未満の小角粒界の個数と１５°以上の大角粒界の個数を測定し、〔小角粒界の個数／（小角粒界の個数＋大角粒界の個数）〕×１００をもって小角粒界の存在確率とした。
【００２３】
１−２．未再結晶組織におけるＳ方位密度
小角粒界の存在確率を大きくするためには、未再結晶組織において、方位の近い結晶粒の方位密度を大きくすることが有効である。アルミニウム合金の場合は、特にＣｕｂｅ方位｛００１｝＜１００＞の結晶粒が優先的に成長し易く、その存在密度は熱間圧延条件に大きく左右される。熱間成形時の加熱によってＣｕｂｅ方位を成長させ、方位密度を大きくするためには、加熱前、すなわち熱間圧延後又は冷間圧延後において、Ｓ方位｛１２３｝＜６３４＞の方位密度を大きくしておくことが有効である。Ｓ方位の方位密度を大きくすることが、再結晶時のＣｕｂｅ方位の生成、成長を促進する。
【００２４】
本発明では、未再結晶組織におけるＳ方位｛１２３｝＜６３４＞の方位密度を２０以上とするのが好ましい。この方位密度が２０未満であると、Ｃｕｂｅ方位の生成率が小さくなり、小角粒界の存在確率を大きくできない場合がある。なお、この方位密度の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では４０とするのが好ましく、３０とするのがより好ましい。なお、Ｓ方位の測定は、ＥＢＳＰを用いて２００μｍ×２００μｍの視野について測定した。
【００２５】
１−３．未再結晶組織における５μｍ以上の第２相粒子の密度
また、上記小角粒界の存在確立が高い組織を形成するためには、未再結晶組織における第２相粒子の分布を制御することが有効である。粗大な第２相粒子は成形中の欠陥の起点となるため成形性を低下させる一因となることに加えて、再結晶の際に周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒を生成する起点となりうる。このような周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒を囲む粒界は大角粒界となるため、結果として第２相粒子が多いと小角粒界の確率を大きくすることが困難となる。一方で第２相粒子が適量分布していると、熱間成形時の粒成長を抑制できるという側面がある。これらの観点から、５μｍ以上の円相当直径を有する第２相粒子の分布密度は、１００〜１０００個／ｍｍ２とするのが好ましく、
１００〜５００個／ｍｍ２とするのがより好ましい。第２相粒子の分布密度を１００個／ｍｍ２以上とすることで熱間成形時の粒成長抑制効果を大きくすることがでる。すなわち、１００個／ｍｍ２未満ではこのような粒成長抑制効果を大きくし難い。一方、１０００個／ｍｍ２以下とすることで小角粒界の密度向上に有効に作用する。すなわち、１０００個／ｍｍ２を超える場合には、このような小角粒界の密度向上を有効に得られない場合がある。なお、５μｍ以上の第２相粒子の密度測定は、（株）ニレコ社製画像解析装置「ルーゼックスＦＳ」を用いて０．２ｍｍ２の視野について測定した。
【００２６】
１−４．平均結晶粒径
更に、結晶組織における平均結晶粒径を３０〜５０μｍとすることにより、１０−２〜１０−１／秒の高歪み速度域における成形性を向上させることができる。一般に、結晶粒径が１０μｍ以下のような非常に微細粒であると、１０−５〜１０−３／秒の低歪み速度域においては粒界すべりが変形機構の主体となり、粒界すべりに伴う欠陥も縮小して成形性が向上する。一方、粒内変形が主体的となる１０−２〜１０−１／秒の高歪み速度域においては、平均結晶粒径が３０μｍ未満の場合、変形機構に占める粒界すべりの寄与が大きくなり、欠陥の拡大につながる。すなわち、平均結晶粒径は３０μｍ以上にすることが、高歪み速度域においては成形性の向上に有効である。また、平均結晶粒径を５０μｍ以下とすると成形後の肌荒れを有効に抑制できる。すなわち、５０μｍを超えると成形後の肌荒れを有効に抑制できない。以上により本発明では、結晶組織における平均結晶粒径を３０〜５０μｍとするのが好ましく、３０〜４０μｍとするのがより好ましい。なお、結晶組織における平均結晶粒径の測定は、ＥＢＳＰを用いて８００μｍ×１６００μｍの視野について１５°以上の高角粒界の囲まれる結晶粒の平均結晶粒径を測定した。
【００２７】
２．アルミニウム合金の成分組成
次に、本発明の熱間成形用アルミニウム合金板の成分組成とその限定理由を以下に示す。
【００２８】
２−１．Ｍｇ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｇ及びＳｉは、本発明に用いるアルミニウム合金の基本成分である。両元素は、超塑性成形性の確保及び成形後の時効硬化処理により、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金以上の大きな強度を得るための必須添加元素である。Ｍｇ含有量が０．３ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満、或いは、Ｓｉ含有量が０．６％未満では、上述の効果が十分に得られない。一方、Ｍｇ含有量が２．０％を超え、或いは、Ｓｉ含有量が２．０％を超える場合には、粗大な第２相粒子が発生する。その結果、粗大な第２相粒子が成形中の欠陥の起点となる。これに加えて、最終圧延後の加熱で起こる再結晶において、第２相粒子を起点として周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒が生成し易くなる。このような周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒を囲む粒界は大角粒界となるため、結果として小角粒界の存在確率を大きくすることが困難となる。以上により、Ｍｇ含有量を０．３〜２．０％、ならびに、Ｓｉ含有量を０．６〜２．０％に規定した。なお、Ｍｇ含有量は、好ましくは
０．６〜１．４％、ならびに、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８〜１．４％である。
【００２９】
２−２．Ｍｎ：０．０４〜０．５０％、Ｃｒ：０．０４〜０．３０％
Ｍｎ及びＣｒは、ブロー成形などの超塑性成形後の粒成長を抑制する効果を有するため少なくともいずれか一方を添加する。Ｍｎ含有量が０．０４％未満、或いは、Ｃｒ含有量が０．０４％未満の場合には、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超え、或いは、Ｃｒ含有量が０．３０％を超える場合には、時効硬化性が低下だけでなく、粗大な第２相粒子の形成、および結晶粒の安定化により粒界すべりを起こりやすくし、成形中に欠陥を誘発して成形性が低下する。以上のように、Ｍｎの含有量は０．０４〜０．５０％、Ｃｒの含有量は０．０４〜０．３０％である。なお、ＭｎとＣｒは、両方を含有してもよく、或いは、いずれか一方のみを含有してもよい。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０４〜０．２０％であり、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０４〜０．１０％である。
【００３０】
２−３．Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｃｕは時効硬化性を向上させるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。Ｃｕ含有量が０．１０％未満では十分な強度向上の効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が０．８０％を超えると、粗大な第２相粒子が形成され成形性の低下を招く。以上により、Ｃｕ含有量は０．１０〜０．８０とし、好ましくは０．３０〜０．５０％である。
【００３１】
２−４．Ｚｎ：０．３％以下
Ｚｎを添加することで強度を増加することができるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。しかしながら、Ｚｎを添加すると耐食性が損なわれるため、Ｚｎ含有量は０．３０％以下に規制するのが好ましく、０．１０％以下に規制するのがより好ましい。なお、Ｚｎ含有量は０％であってもよい。
【００３２】
２−５．Ｔｉ：０．１５％以下
Ｔｉを添加することで鋳塊組織を微細化することが可能となるため、必要に応じて選択的に添加してもよい。しかしながら、Ｔｉを添加すると粗大な金属間化合物の生成に繋がるため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下に規制するのが好ましく、０．１０％以下に規制するのがより好ましい。なお、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
【００３３】
２−６．不可避的不純物
Ｆｅは、一般的なアルミニウム合金に不可避的不純物として含まれる可能性がある。Ｆｅ含有量が０．３％を超えると、粗大な第２相粒子が形成され、小角粒界の存在確率の低下を招く場合がある。以上により、Ｆｅ含有量は０．３％以下に規制するのが好ましく、０．２％以下に規制するのがより好ましい。なお、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。
また、Ｆｅの他の不可避的不純物として、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｅなどを各々０．０５％以下、全体で０．１５％以下が含んでいても、本発明の効果を損なわないので許容される。
【００３４】
３．製造方法
次に、本発明の熱間成形用アルミニウム合金板の好適な製造方法について説明する。
【００３５】
３−１．溶解鋳造工程
まず、上記合金成分の合金溶湯を溶製し、これを鋳造する。鋳造は例えばＤＣ鋳造のような一般的な方法によって行われる。その際、冷却速度を大きくすることにより、粗大な第２相粒子の形成を抑制することが好ましい。本発明では、ＤＣ鋳造における冷却速度として、５０℃／分以上とするのが好ましく、１００℃／分以上とするのがより好ましい。
【００３６】
３−２．均質化処理工程
溶解鋳造によって得られたアルミニウム合金の鋳塊は、必要に応じて面削を施してから、均質化処理工程にかけられる。均質化処理温度は、５００℃以上で、かつ、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の融点温度（例えば約５８０℃）未満と規定する。加熱温度が５００℃未満では、成形性の劣化を招く第２相粒子の再固溶の促進が図れない。また、均質化処理温度を本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の融点温度未満とすることによって、アルミニウム合金の溶解を防ぐことができる。従って、均質化処理温度は、５００℃以上でアルミニウム合金の融点未満とし、５３０〜５６０℃とするのが好ましい。均質化処理時間については、１〜１２時間とし、２〜８時間とするのがより好ましい。１時間未満では、成形性の劣化を招く第２相粒子の再固溶の促進が図れず、１２時間を超えても均質化処理効果が飽和して不経済となる。
【００３７】
３−３．熱間圧延工程
上述のように、小角粒界の確率を大きくするためには、方位の近い結晶粒の方位密度を大きくすることが有効であり、その存在密度は熱間圧延条件に大きく左右される。本発明では、Ｓ方位の方位密度を大きくして、再結晶時のＣｕｂｅ方位の生成、成長を促進するために、熱間圧延の条件が設定される。具体的には、熱間圧延における材料温度が３００〜４００℃のときの圧下率を８０％以上とする。これにより、Ｃｕｂｅ方位を生成、成長させるために好適な金属組織となり、熱間成形時の加熱によって、より一層小角粒界の存在確率が高い金属組織を得ることができる。上記材料温度が３００〜４００℃に限定した理由は、３００℃未満では変形抵抗が大きくなって熱間圧延が困難となり、４００℃を超えるとＣｕｂｅ方位の生成率が減少するからである。また、上記圧下率が８０％未満では、Ｃｕｂｅ方位が十分に生成しない。なお、圧下率の上限値は特に限定されるものではないが、本発明では９５％とするのが好ましい。
【００３８】
３−４．冷間圧延工程
本発明においては、熱間圧延工程を経た圧延板は、そのままの状態でも、熱間圧延工程の加熱によって小角粒界の存在確率が高い組織が形成されている。従って、熱間圧延工程後において、冷間圧延工程を必ずしも設けなくてもよく、熱間圧延板をそのまま熱間ブロー成形などの熱間成形に供することが可能である。
【００３９】
一方で、板厚の精度を向上させるために、熱間圧延工程後に冷間圧延工程を設けてもよい。但し、冷間圧下率が大きくなると第２相粒子を起点として周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒が生成し易い。そのような周囲の方位と異なる方位を有する結晶粒を囲む粒界は大角粒界となるため、結果として小角粒界の存在確率を大きくすることが困難となる。冷間圧延工程を設ける場合において、このような小角粒界の存在確率の低下を防止するには、冷間圧下率を好ましくは７０％以下、より好ましくは６０％以下とする。また、冷間圧延工程の途中又は後に焼鈍工程を設けることもできる。但し、冷間圧延工程途中の焼鈍はＣｕｂｅ量が減少するので設けないのが好ましい。
【００４０】
本発明の実施形態に係る熱間成形用アルミニウム合金板においては、熱間成形時の加熱によって溶体化処理を施すことが可能である。従って、最終焼鈍工程を省略して、熱間圧延工程後、或いは、その後の冷間圧延工程後に、圧延板をそのまま熱間成形に供してもよい。これにより製造コストの低減が図られる。
【実施例】
【００４１】
以下に、本発明の実施例について説明する。表１に示すアルミニウム合金（合金番号１〜１６）をそれぞれ溶解し、ＤＣ鋳造法によって鋳造した。ＤＣ鋳造における冷却速度は、およそ８０℃／分とした。得られた鋳塊を面削し、表２に示す条件で均質化処理した。次いで、鋳塊の温度を４００℃として熱間圧延を行った。このとき、材料温度が３００〜４００℃における圧下率を表２に示すように制御した。最後に、熱間圧延後の圧延板を冷間圧延に供試して、最終板厚１ｍｍの圧延板試料を得た。なお、冷間圧下率も表２に示す。
【００４２】
【表１】
0006345016.tif 000002
【００４３】
【表２】
0006345016.tif 000003
【００４４】
４．試料の評価
４−１．小角粒界の存在確率
上記試料を、バッチ炉にて昇温速度６０℃／分で５３０℃まで昇温した後に、室温まで冷却した。この冷却した試料について、走査電子顕微鏡（日本電子株式会社製ＪＳＭ−６５１０）に取り付けた結晶方位解析装置（ＴＳＬ社製ＭＳＣ−２２００）により小角粒界の存在確率を測定した。２００μｍ×２００μｍの測定視野を５箇所選択し、各視野の存在確立を下記式から求め、全視野の算術平均をもって存在確立（％）とした。
存在確立（％）＝〔小角粒界の個数／（小角粒界の個数＋大角粒界の個数）〕×１００
【００４５】
４−２．Ｓ方位密度
上記試料を機械研磨して板断面中心を通るＲＤ‐ＴＤ面を露出させた後、鏡面研磨を行った。この研磨面を走査電子顕微鏡（日本電子株式会社製ＪＳＭ−６５１０）に取り付けた結晶方位解析装置（ＴＳＬ社製ＭＳＣ−２２００）により観察し、Ｓ方位密度を測定した。２００μｍ×２００μｍの測定視野を５箇所選択し、各視野におけるＳ方位密度を測定し、全視野の算術平均をもってＳ方位密度とした。
【００４６】
４−３．５μｍ以上の金属間化合物の密度
上記Ｓ方位密度を測定した研磨面について、（株）ニレコ社製画像解析装置ルーゼックスＦＳを用いて５μｍ以上の金属間化合物の密度を測定した。０．２ｍｍ２の測定視野を２２箇所選択し、各視野における密度を測定し、全視野の算術平均をもって５μｍ以上の金属間化合物の密度とした。
【００４７】
４−４．ブロー張出成形試験
上記試料を５３０℃まで加熱した後、１００φの円筒金型を用いてブロー張出成形試験を行った。ガス圧は２．６ｋｇｆ／ｃｍ２まで６０秒で昇圧し、以後はこの圧力を保持した。破断後に成形を止め、成形品の張出高さを測定した。張出高さが５０．０ｍｍを超えるものを合格とし、それ以下を不合格とした。なお、同一試料を用いて２個の試験を行い、それらの算術の平均値をもって張出高さとした。
【００４８】
４−５．時効後の引張強度
上記試料から３ｃｍ×２０ｃｍの試験片を３個切り出し５３０℃で１時間溶体化処理を行った。これを室温まで水冷して焼き入れ処理した後に、連続して１８０℃×１時間のバッチ時効処理を行った。バッチ時効処理したものを用いて、ＪＩＳ５号引張試験に準拠した引張強度を測定した。各試験片の算術平均値をもって引張強度とした。引張強度が３００ＭＰａ以上を合格とし、それ未満を不合格とした。
【００４９】
４−６．成形後の結晶粒
ＥＢＳＰを用いて、上記ブロー張出成形成した成形品における結晶粒を観察した。板厚減少率が５０％以上の箇所で６００μｍ×１５００μｍの視野において，１００μｍ以上の粗大な結晶粒の存在の有無を観察した。このような粗大な結晶粒が存在した場合は粗大化とし、存在しなかった場合は正常粒とした。
【００５０】
以上の評価結果を表３に示す。成形高さ及び時効後の引張強度が共に合格の場合、総合評価が合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。
【００５１】
【表３】
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【００５２】
本発明例１〜１３では、良好な熱間成形性及び時効硬化性を有しており、総合評価が合格であった。特に本発明例７〜９では、より高い時効硬化性を有していた。
【００５３】
これに対して、比較例１では、Ｍｇ含有量が少な過ぎたために時効硬化性に劣った。また、比較例２では、Ｍｇ含有量が多過ぎたために小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５４】
比較例３では、Ｓｉ量が少な過ぎたために時効硬化性に劣った。また、比較例４では、Ｓｉ量が多過ぎたために小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５５】
比較例５では、Ｍｎ及びＣｒの含有量が共に少な過ぎたために、熱間成形後に結晶粒の異常粒成長による粗大化が確認された。また、比較例６では、Ｍｎ含有量が多過ぎ、Ｃｒ含有量が少な過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５６】
比較例７では、Ｃｒ含有量が多過ぎ、Ｍｎ含有量が少な過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５７】
比較例８では、材料温度が３００〜４００℃における熱間圧下率が低過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５８】
比較例９では、冷間圧下率が大き過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００５９】
比較例１０では、均質化処理温度が低過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【００６０】
比較例１１では、均質化処理時間が短過ぎたために、小角粒界の存在確率が小さくなった。その結果、熱間成形性が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００６１】
本発明に係る熱間成形用アルミニウム合金板は、高歪み速度域における高温延性が高く、高速成形による量産性に優れる。
【図１】
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