(57)【要約】【課題】  高温高速成形時のハンドリングが容易でかつ高温高速成形により異常粒成長が生じず、塗装焼付け処理後の強度が高く、しかも成形から塗装焼付け処理までの時間的猶予が充分にある高温高速成形用Ａｌ合金板と、その成形方法を提供する。【解決手段】  Ｍｇ0.4〜1.0％、Ｓｉ0.6〜1.4％、Ｍｎ0.04〜0.4％を含有し、残部がＡｌよりなり、高温高速成形直前の0.2％耐力が100ＭＰａ以上の高温高速成形用Ａｌ合金板。さらにＣｒ0.01〜0.4％、Ｚｒ0.01〜0.4％の１種または２種、あるいはＣｕ0.1〜1.0％を含有しても良い。またそのＡｌ合金板として、冷間圧延のままの加工組織、あるいは溶体化処理後の室温保持による溶質原子のクラスターが生成された組織を有するもの。さらにそのＡｌ合金板を用いた高温高速成形方法として、20℃／min以上で450〜550℃に加熱し、成形後、20℃／min以上で冷却する。また成形後、70〜100℃で2〜24時間の安定化処理を行なう。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ０．４〜１．０％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｓｉ０．６〜１．４％、Ｍｎ０．０４〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、高温高速成形直前の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項２】
請求項１に記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、
前記各成分のほか、さらにＣｒ０．０１〜０．４％およびＺｒ０．０１〜０．４％のうちのいずれか一方または双方を含有することを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項３】
請求項１もしくは請求項２に記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、
前記各成分のほか、さらにＣｕ０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、
前記各成分のほか、さらにＦｅを、０．１５％を越え０．５％以下含有することを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項５】
請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、
高温高速成形直前の金属組織として加工組織を有する、冷間圧延のままの冷間圧延材とされていることを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項６】
請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、
高温高速成形直前の金属組織として溶体化処理後の室温保持による溶質原子のクラスターが生成された組織を有する、常温時効材とされていることを特徴とする、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板。
【請求項７】
請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、
前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、アルミニウム合金板の高温高速成形方法。
【請求項８】
請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、
前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、７０〜１００℃の範囲内の温度まで２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持し、その後室温まで冷却することを特徴とする、アルミニウム合金板の高温高速成形方法。
【請求項９】
請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、
前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、一旦室温まで２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、さらに成形終了時から３０分以内に７０〜１００℃の範囲内の温度に再加熱して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持し、その後室温まで冷却することを特徴とする、アルミニウム合金板の高温高速成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は高温高速成形用のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板およびそのアルミニウム合金板を使用して高温高速成形を行なう方法に関するものであり、特に冷間プレスでは成形が困難な複雑形状を有しかつ高強度が要求されしかも塗装処理が施されて使用される成形品に最適な高温高速成形用アルミニウム合金板とその成形方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年に至り、通常の金型を用いた冷間プレス成形では成形困難な程度の複雑形状を有するアルミニウム合金成形品を得るための方法として、アルミニウム合金板を４００〜５００℃の高温に加熱して、その高温域において従来の成形ひずみ速度よりも高い１０-3〜１０-1／ｓｅｃ程度のひずみ速度で、ガス圧等の流体圧を利用してブロー成形等により成形加工する、いわゆる高温高速成形法が開発され、例えば自動車部品などの製造に量産的規模で適用されるようになっている。このようなアルミニウム合金の高温高速成形の例としては、例えば特許文献1などに、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金材についての技術が示されている。
【０００３】
一方、上述のようなＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱処理型の合金と比較して耐力および引張強度が低く、そのため高強度が要求される成形品、特に優れた耐デント性が要求される自動車ボディのアウター材等への適用は困難であり、そこで熱処理型アルミニウム合金であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を高温高速成形した後に、改めてＴ６処理等の熱処理を施すことにより、引張強度３００ＭＰａ以上の高い強度を有する成形品を得る方法が、例えば特許文献２に示されている。なおここでＴ６処理とは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を高温に加熱保持することにより、Ｍｇ、Ｓｉ等の添加元素を固溶させた後、急冷することによりこれらの元素を室温で過飽和に固溶させてから（以下この処理を溶体化処理と記す）、再び１５０℃以上の温度に加熱保持してＭｇとＳｉの化合物を微細に析出させる（以下この処理を人工時効処理と記す）という熱処理のことである。
【０００４】
また一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理温度域で高速成形した後、直ちに成形品を急冷することにより、成形と溶体化処理を同時的に行ない、さらにその後の塗装焼付を兼ねて人工時効処理を施して、高耐力を得る技術が特許文献３に開示されている。
【０００５】
さらに特許文献４には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理温度域で高速成形した後に、金型から成形品を離型する際に成形品に変形が生じないように、成形品の高温での流動応力を高めることにより、成形後のハンドリング性を高める技術が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平８−１９９２７２号公報
【特許文献２】特開平１１−１３１１６５号公報
【特許文献３】特開２００３−３０１２４９号公報
【特許文献４】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】
【０００７】
アルミニウム合金をブロー成形等により高温高速成形する場合、材料の初期の結晶粒が均一かつ微細であるほど、高温高速成形時に得られる伸びが大きくなるため、従来一般には、素材メーカーから加工メーカーに向けてアルミニウム合金冷間圧延板を出荷する以前の段階で、素材メーカーにおいて冷間圧延板を再結晶温度まで急速加熱することにより均一かつ微細な再結晶組織としておき、その後に加工メーカーで高温高速成形することが通常であった。しかしながらＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の場合は、再結晶処理と同時に、析出硬化に寄与していたＭｇおよびＳｉからなる微細化合物の一部が強制固溶されてしまうため、再結晶処理による強度の低下がＡｌ−Ｍｇ系の場合と比較して著しくなってしまう。そのため高温高速成形を行なう直前における素材の耐力が大幅に低下してしまい、そのため例えば自動車ボディシートのように大面積でかつ薄い板を高温高速成形機に据え付ける際には、成形前の板が自重により変形しないように板の両端から適度な張力を加えながらゆっくりとハンドリングするか、あるいは板の両端を支持しつつ同時に中心部を下面側から支持してハンドリングするなど、極めて慎重にハンドリングを行なう必要があった。そのため、板の成形機への据え付けに要する時間が、成形時間全体の半分以上を占めてしまい、これが生産効率低下の主原因となっていた。
【０００８】
一方、ブロー成形等により高温かつ高速でアルミニウム合金板を成形した場合には、成形後に極めて粗大な再結晶粒が形成されやすく（以下、異常粒成長と記す）、成形品の強度が不均一となると同時に、成形後の製品外観を損なってしまうという問題もあった。
【０００９】
さらに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金を溶体化処理温度域で高温高速成形した後に、自動車製造工程等において通常行なわれているような塗装焼付け処理を利用して人工時効を行うことにより、成形品の強度向上を図ろうとする場合には、通常Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の一般的な性質として、成形、冷却後の少なくとも３０分以内に塗装焼付け処理を実施する必要がある。ここで、特許文献３に開示されているように、成形、冷却後から塗装焼付け処理までの時間的猶予の延長を目的として、Ｓｎを添加した場合ですら、２４時間以内に塗装焼付け処理を実施しなければ１７０ＭＰａ以上の充分な強度を付与することはできない。しかしながら実際の自動車等の生産工程においては、成形後に溶接・化成処理・塗装等の工程を経てから塗装焼付け処理が実施されるのが通常であるため、成形、冷却後から２４時間以内に塗装焼付け処理を行なうことは実操業上極めて困難であることが多かった。
【００１０】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、高温高速成形前の板の能率的なハンドリングが可能であり、かつ高温高速成形後の異常粒成長がほぼ完全に抑制され、さらに成形、冷却後から塗装焼付け処理を実施するまでの時間的猶予が実操業に適用可能な程度に充分となるような高温高速成形用のアルミニウム合金板、およびそのアルミニウム合金板を用いた高温高速成形方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者等は、前述の課題を解決すべく鋭意実験・検討を重ねた結果、先ず高温高速成形用のアルミニウム合金板を成形機に据え付ける際のハンドリング性に関しては、素材となるアルミニウム合金板の耐力が１００ＭＰａ以上であれば、ハンドリングを能率的に行い得ることが判明した。またこのようにアルミニウム合金板の耐力として１００ＭＰａ以上を確保するための方法としては、生産コストおよび高温高速成形性との両者を考慮して、アルミニウム合金板の製造最終工程において冷間圧延のままの加工組織とするか、または冷間圧延板を溶体化処理した後、室温で保持することにより溶質元素のクラスターを生成させた組織とすることが最適であることを見出した。
【００１２】
さらに、高温高速成形を行なう際の異常粒成長現象について種々検討を行なった結果、４５０〜５５０℃の温度範囲において１０-3〜１０-1／ｓｅｃのひずみ速度で行う高温高速成形では、Ｍｎを添加するか、あるいはＣｒ、Ｚｒのうち１種または２種を適量のＭｎと同時添加することによって、異常粒成長をほぼ完全に抑制し得ることを見出した。このように異常粒成長防止の目的でＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒを所定量含有させた場合でも、高温高速成形時に１５０％以上の伸びが得られ、実用に供するに充分な成形能を有していることをも見出している。
【００１３】
また一方、従来の技術では、塗装焼付け処理時の充分な強度上昇を確保する目的で、高温高速成形終了後の２４時間以内に、可及的速やかに塗装焼付け処理を実施することが要求され、自動車等の生産工程の時間的自由度が大きく制限されていたが、本発明者等はこの問題についても検討を行ったところ、高温高速成形終了後に適切な条件で安定化処理を実施することにより、成形後から塗装焼付け処理開始までの時間的な猶予を３０日以上とすることができ、かつその塗装焼付け処理により充分な強度上昇が得られることを見出した。
【００１４】
本発明者等はこれらの知見をもとに、高温高速成形前の板のハンドリングが容易で、高温高速成形後も粗大な異常粒が生成されず、なおかつ成形、冷却後から塗装焼付け処理を実施するまでの時間的猶予が実操業に対して充分である、強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板、およびその成形方法を発明するに至ったのである。
【００１５】
具体的には、請求項１の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、Ｍｇ０．４〜１．０％、Ｓｉ０．６〜１．４％、Ｍｎ０．０４〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、高温高速成形直前の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とするものである。
【００１６】
また請求項２の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、請求項１に記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、前記各成分のほか、さらにＣｒ０．０１〜０．４％およびＺｒ０．０１〜０．４％のうちのいずれか一方または双方を含有することを特徴とするものである。
【００１７】
さらに請求項３の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、請求項１もしくは請求項２に記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、前記各成分のほか、さらにＣｕ０．１〜１．０％を含有することを特徴とするものである。
【００１８】
そしてまた請求項４の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、前記各成分のほか、さらにＦｅを、０．１５％を越え０．５％以下含有することを特徴とするものである。
【００１９】
また請求項５の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、高温高速成形直前の金属組織として加工組織を有する、冷間圧延のままの冷間圧延材とされていることを特徴とするものである。
【００２０】
そしてまた請求項６の発明の強度および生産性に優れた高温高速成形用アルミニウム合金板は、請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板において、高温高速成形直前の金属組織として溶体化処理後の室温保持による溶質原子のクラスターが生成された組織を有する、常温時効材とされていることを特徴とするものである。
【００２１】
さらに請求項７の発明のアルミニウム合金板の高温高速成形方法は、請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することを特徴とするものである。
【００２２】
また請求項８の発明のアルミニウム合金板の高温高速成形方法は、請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、７０〜１００℃の範囲内の温度まで２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持し、その後室温まで冷却することを特徴とするものである。
【００２３】
さらに請求項９の発明のアルミニウム合金板の高温高速成形方法は、請求項１〜請求項６のいずれかに記載の高温高速成形用アルミニウム合金板を使用して高温高速成形するにあたり、前記アルミニウム合金板を、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高速成形した後、一旦室温まで２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却し、さらに成形終了時から３０分以内に７０〜１００℃の範囲内の温度に再加熱して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持し、その後室温まで冷却することを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２４】
この発明の高温高温高速成形用アルミニウム合金板は、高温高速成形時における板の成形機への取付け等のハンドリングが容易であるため、高温高速成形の合計時間を従来よりも短縮して、生産性を大幅に向上させることができ、また高温高速成形によって異常粒成長が生じず、そのため成形品の強度が不均一となったり、製品外観を損なったりすることがなく、さらには塗装焼付け処理後に高強度を有しており、強度が要求される自動車等の部品に最適である。またこの発明の成形方法によれば、実際に量産的規模で自動車等の部品に適した複雑形状の部品を高い生産性で製造することができ、特に安定化処理を施すことによって、高温高速成形、冷却から塗装焼付け処理までの時間的猶予を従来よりも大幅に延長することができるため、自動車部品等の製造工程における時間的制約を少なくすることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、この発明についてさらに詳細に説明する。
【００２６】
先ずこの発明で用いるアルミニウム合金の成分限定理由を説明する。
【００２７】
Ｍｇ、Ｓｉ：
Ｍｇ、Ｓｉは、いずれもこの発明で対象としているアルミニウム合金において必須の基本成分であり、溶体化処理により過飽和に固溶し、室温保時により溶質原子のクラスターとして生成すること、ならびに成形加工後に塗装焼付け処理を行った際の人工時効によりＭｇとＳｉの化合物としてマトリックス中に析出することによって、成形前の素材および成形品の強度を上昇させる効果を奏する。Ｍｇ量が０．４％未満、Ｓｉ量が０．６％未満では、上述の効果が充分に得られず、またＭｇ量が１．０％超、Ｓｉ量が１．４％超では、高温高速成形性、加工後の冷却過程での焼入れ性および塗装焼付け硬化性を両立させることが困難となる。そこでＭｇ量を０．４〜１．０％、Ｓｉ量を０．６〜１．４％の範囲とした。
【００２８】
Ｍｎ：
Ｍｎは、Ａｌと化合物を形成して、マトリックス中に分散粒子を形成することにより、高温高速成形時に生じやすい再結晶粒の成長を抑止して、異常粒成長の発生を防止する効果を奏する元素であり、この発明において必須の添加元素である。Ｍｎ量の下限を０．０４％とする理由は、Ｍｎ量が０．０４％未満では上記の分散粒子の分布密度が少ないため、異常粒成長を充分に抑制することができないことがあるからである。またＭｎ量の上限を０．４％とする理由は、Ｍｎ量が０．４％を越えれば粗大な金属間化合物が多数生成され、高温高速成形中においてその金属間化合物周辺でのキャビティの生成が著しく多くなり、高温高速成形性を損なうとともに、成形後の機械的性質を損なってしまうおそれがあるからである。そしてまたＭｎ量が０．４％を越えれば、焼入れ性と時効硬化性がともに著しく低下することにより、塗装焼付け硬化性が低下して、成形品に充分な強度を付与することができなくなる。
【００２９】
さらにこの発明で使用するアルミニウム合金は、必要に応じて以下に示す元素を添加含有させたものでも良い。
【００３０】
Ｃｒ、Ｚｒ：
ＣｒおよびＺｒは、いずれもＭｎと同時に添加することにより、高温高速成形時の異常粒成長抑制効果を示す元素であり、いずれか一方または双方を添加しても良い。ここでＣｒ量が０．０１％未満、あるいはＺｒ量が０．０１％未満では、上記の効果が不充分であり、またＣｒ量が０．４％を越えるかまたはＺｒ量が０．４％を越えれば、粗大な金属間化合物が形成されて、高温高速成形時にキャビティが多数形成されてしまい、高温高速成形性を損なうとともに、成形後の機械的性質を損なうおそれがある。またＣｒおよびＺｒは、いずれも０．４％を越えて添加されれば、Ｍｎの場合と同じ理由により塗装焼付け硬化性が著しく低下して、成形品に充分な強度を付与することが不可能となる。したがってＣｒ量、Ｚｒ量は、それぞれ０．０１〜０．４％の範囲とした。
【００３１】
Ｃｕ：
またこの発明では、Ｃｕを必要に応じて含有させても良い。Ｃｕは、高温高速成形後、塗装焼付けを行ったときの強度上昇に寄与する元素である。Ｃｕ量が０．１％未満では強度上昇効果が充分に得られず、一方１．０％を越えてＣｕを添加すれば、耐食性が大きく低化してしまう。そのためＣｕを添加する場合のＣｕ量は０．１〜１．０％の範囲内とした。
【００３２】
なお、上記元素のほか、不可避的不純物が含有されるのが通常であるが、この発明の効果を損なわない範囲の量であれば許容される。
【００３３】
さらにこの発明では、必要に応じてＦｅを積極添加しても良い。Ｆｅは鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物として数μｍ程度の大きさで晶出し、この晶出物は圧延時に約１μｍ程度の大きさまで分断されてマトリクス中に分布し、再結晶時に核生成サイトとして機能することにより、高温高速成形前の素材の結晶粒微細化に寄与し、結果として高温高速成形性の向上に寄与する。なおここでいう再結晶とは、冷間圧延時のパス間に行われる中間焼鈍時、および冷間圧延終了後に行われる溶体化処理時、さらに高温高速成形前の加熱時に生じるものを指す。Ｆｅ量が０．１５％以下では上述の効果に乏しく、一方Ｆｅ量が０．５％を越えれば、晶出物のサイズが粗大になって、高温高速成形時の素材の破断の起点となるため、高温高速成形性が著しく低下する。そのためＦｅを積極添加する場合のＦｅ量は０．１５％を越え０．５％以下とした。
【００３４】
さらにこの発明の高温高速成形用アルミニウム合金板は、前述のように成分組成を調整するばかりでなく、その０．２％耐力、特に高温高速成形直前における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることが必要である。このように高温高速成形に供する段階でのアルミニウム合金板の０．２％耐力を規定している理由を次に説明する。
【００３５】
アルミニウム合金板の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であれば、高温高速成形を行うためにアルミニウム合金板を成形機に取付けるにあたり、湾曲に伴なう永久歪みによる損傷を板に与えることなく、アルミニウム合金板の両端を支持するだけで容易に成形機に据え付けることが可能であり、その結果成形全体に要する時間を大幅に短縮することが可能となる。一方アルミニウム合金板の０．２％耐力が１００ＭＰａに満たない場合には、成形機への板の取付けの際に、板の両端を支持すると同時に、板が湾曲して変形しないように適度な張力を付与しながらハンドリングするか、または板の両端を支持すると同時に板中央部を下面側から支えながらハンドリングする必要がある。このため板を成形機に据え付けるまでに、成形全体に要する時間の約半分の時間を必要とし、生産性が低くならざるを得ない。なお良好なハンドリング性を確保するために必要な板の強度は、板厚等のサイズ因子によっても変化するが、本発明者等が板状の素材を対象に検討した結果、３０００ｍｍ角以下、板厚０．４ｍｍ以上の形状については、耐力が１００ＭＰａ以上あれば、上述のように容易にハンドリングし得ることを確認している。
【００３６】
前述のように高温高速成形直前の板の０．２％耐力値を１００ＭＰａ以上に確保するためには、板製造プロセスにおける製造コストと、その後の高温高速成形における成形性とを勘案して、高温高速成形に供される段階での板の組織を、冷間圧延のままの加工組織とするか、もしくは溶体化処理後の室温保持によりクラスターが生成した組織とすることが好ましい。
【００３７】
ここで、加工組織を有する板は、冷間圧延により加工硬化したままの材料、すなわち冷間圧延のままの冷間圧延材で耐力値１００ＭＰａ以上を満たすことができる。なお冷間圧延のままで耐力値１００ＭＰａ以上を確実に得るためには、熱間圧延または最終的な焼鈍後の冷間圧延率を３０％以上とする必要がある。またこの際の冷間圧延は複数回に分けて行っても良く、積算の冷間圧延率が３０％以上であれば良い。このように冷間圧延のままの素材を用いれば、熱処理型合金で一般に適用採用されている溶体化処理を省略できるため、製造コストの面でも有利となる。
【００３８】
一方溶体化処理後に室温保持（室温時効）して溶質原子のクラスターが生成された組織を有する材料は、このクラスターにより硬化することによって、耐力値１００ＭＰａ以上の要件を満たすことができる。ここで上記の溶体化処理を、急速加熱および冷却が可能である連続焼鈍炉により実施することによって、微細かつ均一な再結晶組織を得ることが可能であり、その結果、後の高温高速成形で安定して高い成形性を確保することが可能となる。この際の溶体化処理は、その温度を５００〜５６０℃の範囲内とすることが、Ｍｇ、Ｓｉを多量に固溶させて、その後の室温時効により効果的に強度を高める上で好ましい。また溶体化処理後の室温保持によって１００ＭＰａ以上の充分な耐力を得るためには、溶体化処理後に室温で５日以上保持することが好ましい。
【００３９】
なお、溶体化処理後に、室温保持を行う代わりに、溶体化処理後にさらに人工時効を施してＭｇとＳｉの化合物を高密度に析出させることにより、２００ＭＰａ以上の耐力を付与することも可能である。このような人工時効処理は、溶体化処理後に５日以上の室温保持を行なう時間的余裕がない場合に有効である。
【００４０】
なお高温高速成形に供される高温高速成形用アルミニウム合金板を製造するための方法としては、以上で説明した点以外は常法を適用すれば良い。
【００４１】
以上のような高温高速成形用アルミニウム合金板について、高温高速成形を行うにあたっては、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度で４５０〜５５０℃の範囲内の温度に加熱し、その範囲内の温度で高温高速成形した後、２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。また、上述のように４５０〜５５０℃の範囲内の温度で成形した後には、安定化処理として、成形温度域から７０〜１００℃の範囲内の温度まで２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持するか、あるいは成形温度域から２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で一旦室温まで冷却し、成形終了から３０分以内に７０〜１００℃の範囲内の温度に改めて再加熱して、その範囲内の温度で２〜２４時間保持することが望ましい。以下にこれらの高温高速成形の条件について説明する。
【００４２】
アルミニウム合金板を高温高速成形に必要な高温域まで加熱する際には、２０℃／ｍｉｎ以上の昇温速度とする。このように急速昇温させることにより、昇温途中における結晶粒の成長を抑制することができ、そのため引続く高温高速成形において１５０％以上の伸びを確保することが可能となる。昇温速度２０℃／ｍｉｎ未満の場合は結晶粒の成長が生じる場合があり、特に低圧下率での冷間圧延ままの板の場合には、再結晶粒が著しく粗大となって、引続く高温高速成形で１５０％以上の伸びを確保することが困難となる。
【００４３】
高温高速成形自体は、４５０〜５５０℃の温度範囲内で行うことが望ましく、またその高温高速成形におけるひずみ速度は特に限定していないが、通常は１０-3〜１０／ｓｅｃ、特に１０-3〜１０-1/ｓｅｃのひずみ速度とする。この発明の高温高速成形用アルミニウム合金板によれば、このような広範囲の条件範囲で高温高速成形を行っても、異常粒成長を抑制することができるとともに、１５０％程度以上の全伸びを示し、実用上充分な高温高速成形能を示す。ここで高温高速成形温度が４５０℃未満では、成形時にＭｇ、Ｓｉ等の元素が充分に固溶せず、塗装焼付け硬化性が低下する。また高温高速成形温度が５５０℃を越える高温では、局部溶融が生じて成形が困難となる。
【００４４】
高温高速成形を行った後には、２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する。ここで、この発明の高温高速成形用アルミニウム合金板は、本来優れた焼入れ性を有しているが、２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で急速冷却することにより、その後の塗装焼付けにおいて充分な塗装焼付け硬化性を確保することが容易となる。高温高速成形後の冷却速度が２０℃／ｍｉｎ未満では、冷却過程でＭｇ、Ｓｉ等の過飽和固溶量が不足し、塗装焼付け硬化性が大幅に低下してしまう。
【００４５】
高温高速成形を行った直後の２０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度での冷却は、これを室温まで行ってそのまま塗装焼き付けに供しても良いが、高温高速成形−冷却後から塗装焼付け処理までの時間的猶予を延長するためには、成形品を７０〜１００℃の温度範囲で２〜２４時間保持（温間保持）する安定化処理を施すことが好ましい。このような安定化処理のための温間保持は、成形後の冷却途中で室温より高い安定化処理温度（７０〜１００℃）に保持することによって行っても良く、あるいは成形後に一旦室温まで冷却してから、改めて安定化処理温度（７０〜１００℃）まで再加熱して保持しても良く、後者の場合は室温まで冷却した後、成形直後から３０分以内に安定化処理を開始する。これらの条件の範囲外で安定化処理を行った場合は充分な安定化処理の効果が得られず、その結果充分な塗装焼付け硬化性を確保できなくなるおそれがある。一方、上述のような安定化処理を施すことにより、成形終了時から塗装焼付け処理開始までの時間的猶予が３０日以上となる。すなわち、成形終了時から３０日以内に塗装焼付け処理を施せば、充分な強度を得ることが可能となるのである。なお上述のような安定化処理は、比較的室温に近い温間での保持であることから、加熱プレート上に成形品を積み重ねて保温シートを被せるなど、簡単な設備で容易に実施することができる。
【実施例】
【００４６】
実施例１:
表１の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２に示す種々の成分組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法により鋳造した。得られた鋳塊を面削後、５５０℃×４ｈの均質化処理後、５１０℃で熱間圧延を開始し、２８０℃で板厚を５ｍｍとして熱間圧延を終了した。その後１ｍｍまで冷間圧延（冷間圧延率８０％）を行い、加工組織を有する冷間圧延板を得た。いずれの冷間圧延板も０．２％耐力値は１００ＭＰａ以上であった。なおこれらの冷間圧延板は、冷間圧延のままの加工組織を有するものであるから、次に述べる高温高速成形を模した高温引張試験直前の耐力値も冷間圧延直後の耐力値とほぼ同等であった。
【００４７】
上述のようにして得られた各冷間圧延板より、高温引張試験片（平行部長さ１５ｍｍ、幅５ｍｍ、標点距離１０ｍｍ）を切り出し、高温高速成形性を評価するために、高温高速成形を模擬して、昇温速度３０℃／ｍｉｎ、試験温度５００℃、ひずみ速度１０-2／ｓｅｃの条件で高温引張試験を実施し、高温伸びを測定した。その結果を表２中に示す。ここで、高温伸びが１５０％以上である場合が、良好な高温高速成形性を有すると評価することができる。
【００４８】
さらに、前述のようにして得られた各冷間圧延板から３００ｍｍ角のサンプルを切り出し、小型の高温高速ブロー試験機を用いて高温高速ブロー成形を行なった。金型としては１辺２５０ｍｍの角筒金型を使用し、サンプルを３０℃／ｍｉｎの昇温速度で加熱して５００℃の成形温度に達した後、平均のひずみ速度が１０-2／ｓｅｃ程度となるようにガスの昇圧速度を制御して、高さ６０ｍｍの成形を行った。成形完了後に３０℃／ｍｉｎの速度で８０℃まで冷却し、８０℃の温度で１０時間保持する条件で安定化処理を実施した。その後３０日室温で放置してから１８０℃×６０分の塗装焼付け相当の人工時効処理を行った。塗装焼付け処理後の強度を調べるため、角筒成形品の上面中央から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行った。その結果得られた０．２％耐力値を表２中に示す。ここで、自動車ボディシートのアウター材への適用の可否を基準とすれば、１６０ＭＰａ以上の耐力を示す場合に強度が良好であると評価することができる。
【００４９】
また異常粒成長の有無を調査するため、上記の条件で別途成形した角筒成形品を王水に浸すことによりマクロエッチングを実施した後、実体顕微鏡面で成形品の表面を観察した。その結果、粒径が２００μｍ以上の粗大な結晶粒が部分的にでも認められた場合には異常粒成長が発生したとして、表２中に×印を付した。
【００５０】
【表１】
2007039714.tif 000002
【００５１】
【表２】
2007039714.tif 000003
【００５２】
合金Ｎｏ．１〜８は、いずれも合金成分組成が本発明の範囲内のものであり、これらの合金を用いた場合は、１５０％以上の高温高速伸びを有し、また塗装焼付け後の０．２％耐力値も１６０ＭＰａ以上であり、異常粒成長も認められなかった。
【００５３】
一方、合金Ｎｏ．９は、Ｍｇ、Ｓｉ量が本発明範囲よりも少ないため塗装焼き付け硬化性が低く、またＭｎも規定量に満たないため、異常粒成長を生じた。
【００５４】
また合金Ｎｏ．１０は、Ｍｇ量が少なく、ＳｉおよびＭｎ量が本発明の範囲よりも多いため、塗装焼付け硬化性が低かった。
【００５５】
さらに合金Ｎｏ．１１は、ＭｇおよびＳｉ量が本発明の範囲外であるため塗装焼付け硬化性が低く、またＭｎも規定量以下のため異常粒成長が生じた。
【００５６】
そしてまた合金Ｎｏ．１２は、Ｍｇ、Ｓｉ量は本発明範囲内であるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ添加量が本発明範囲よりも多かったため、高温高速変形時のキャビテーションの生成が著しく、充分な高温高速成形が得られず、また高温高速成形時の焼入れ性が低下して、塗装焼付け硬化性も不充分となった。
【００５７】
実施例２：
高温高速成形に供する板のハンドリング性を比較するために、実施例１で作製した表１に示す本発明例合金Ｎｏ．１の冷間圧延板から１５００ｍｍ角の大型薄板サンプルを切り出し、これらから、表３のＡ〜Ｃに示すような最終処理の異なる３種のサンプルを準備した。これらのサンプルの両端を支持した状態で、約１０ｋｇの張力をかけながら持ち上げた際の板中央部の撓み量を、支持部高さと板中心部の高さとの差で評価するとともに、板を支持した際に板に導入される永久ひずみの有無を、再び静置した板を目視で検査することにより調べた。その結果を表３中に示す。ここで、ひずみに伴なって発生したシワが目視検査により板表面で認められた場合に×印を付した。
【００５８】
【表３】
2007039714.tif 000004
【００５９】
本発明のＡおよびＢの最終処理を行った高温高速成形の大型薄板サンプルは、その耐力値が１００ＭＰａ以上であって比較的剛性が高いため、本試験条件で板を支持した場合の撓み量は小さく、シワも認められないことから、ハンドリングが容易であるといえる。
【００６０】
一方、比較例であるＣの場合は耐力が１００ＭＰａ未満であるため、撓み量が大きく、また板表面にシワが確認された。このサンプルに永久ひずみを導入することなくハンドリングするためには、支持と同時に相応の張力を付与する必要があり、ハンドリングが困難となる。
【００６１】
実施例３：
実施例１で作製した表１に示す本発明例合金Ｎｏ．１の冷間圧延板から３００ｍｍ角のサンプルを切り出し、小型の高温高速ブロー試験機により、１辺２５０ｍｍの角筒金型を用い、高さ６０ｍｍの高温高速成形を行い、冷却・安定化処理・塗装焼付け処理相当の時効熱処理（１８０℃×４０ｍｉｎ）を行った。その後角筒成形品の上面中央から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行って、成形品の０．２％耐力を調べた。成形時における昇温速度・成形温度・成形後の冷却速度・安定化処理条件を種々変化させ、成形品の０．２％耐力を調べた。これらの条件、結果を表４にまとめて示す。ここで、自動車ボディシートのアウター材への適用の可否を基準として、１６０ＭＰａ以上の耐力を示す場合に良好な強度が得られたと評価することができる。
【００６２】
【表４】
2007039714.tif 000005
【００６３】
本発明例であるプロセス条件Ｎｏ．１、２は、成形条件、安定化条件ともに本発明の範囲内であり、いずれも耐力１６０ＭＰａ以上の塗装焼付け硬化性を示した。
【００６４】
比較例であるＮｏ．３は、成形時の昇温速度が本発明範囲よりも小さいため、昇温過程で生じた再結晶粒が粗大化し、高温高速成形伸びが著しく低下して、所定の形状の成形体を得る前に破断した。
【００６５】
比較例であるＮｏ．４は、冷却速度が本発明範囲外であるため、Ｍｇ、Ｓｉ等の過飽和固溶量が少なく、人工時効後の耐力値が低くなった。
【００６６】
また比較例であるＮｏ．５は、成形温度が本発明範囲より低いため、通常成形と同時に行なわれる溶体化が不充分であり、人工時効後の耐力が不充分である。
【００６７】
同じく比較例であるＮｏ．６およびＮｏ．７は、安定化処理の条件がいずれも本発明範囲外であるため充分な安定化処理の効果が得られず、人工時効処理後の耐力はいずれの場合も１６０ＭＰａ未満となった。
【００６８】
また比較例のＮｏ．８は、室温まで冷却した後の安定化処理開始までに１ｈ経過している点が本発明の範囲外であり、この場合も人工時効処理後の耐力が不充分となった。