(57)【要約】【課題】特に自動車の外板などに適用した際に、軽量化に大きく寄与し得るレベルにまで強度を高めた６０００系アルミニウム合金板の、成形性を向上させる温間プレス成形方法を提案する。【解決手段】６０００系アルミニウム合金板を溶体化処理後、更に、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を施し、強度を著しく高めるとともに、ダイスのフランジ部分の温度を１７０℃以上とし、その温度よりもポンチの温度を低くすることにより、プレス成形性を向上させる。６０００系アルミニウム合金板は、質量％で、Ｍｇ：０．２〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることが好ましい。更に、ポンチの温度を、ダイスのフランジ部分の温度よりも１７０℃以上低くすることが好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶体化処理後、更に、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を施した６０００系アルミニウム合金板を、フランジ部分の温度が１７０℃以上であるダイスと、該ダイスのフランジ部分よりも低温であるポンチを用いて成形することを特徴とする高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項２】
６０００系アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｇ：０．２０〜２．００％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項３】
６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．３０％を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項４】
６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．６０％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、Ｆｅ：０．０２〜０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２又は３に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項５】
６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．０３〜１．００％を含有することを特徴とする請求項２〜４の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項６】
溶体化処理を４８０〜５９０℃で行うことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項７】
溶体化処理を４８０〜５９０℃で行い、１５０℃以下に冷却することなく、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【請求項８】
ポンチの温度が、ダイスのフランジ部分の温度よりも１７０℃以上低いことを特徴とする請求項１〜７の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主要な添加元素としてＭｇとＳｉを含む、６０００系アルミニウム合金を、加熱された金型を用いて温間成形する、温間プレス成形方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の車体を軽量化する手段として、鋼板からアルミニウム合金板への材料の転換が進められている。しかし、アルミニウム合金板はプレス成形性が鋼板よりも劣っているため、複雑な形状の部品への適用は困難である。また、アルミニウム合金の強度及び成形性は、Ｍｇの含有量の増加とともに向上することから、当初、自動車のパネル等の部材には、主要な元素として、Ｍｇを含有する５０００系アルミニウム合金が適用されていた。
【０００３】
一方、主要な元素として、ＭｇとＳｉとを含む６０００系アルミニウム合金は、５０００系アルミニウム合金と比べて、プレス成形性は劣る。しかし、６０００系アルミニウム合金は、ＭｇとＳｉの微細な析出物の生成により、焼付硬化性（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ、ＢＨ性という。）を発現するという特徴がある。
【０００４】
自動車の製造工程である焼付塗装処理では、車体に約１７０℃で２０分程度の熱処理が施される。したがって、析出強化によって、処理前に比べて強度が上昇する６０００系アルミニウム合金は、自動車の車体に好適な材料である。そのため、室温でのプレス成形性とＢＨ性を両立させた、６０００系アルミニウム合金及びその製造方法が提案されている。
【０００５】
このような材料の開発と並行して、成形性に劣るアルミニウム合金板を利用するための、成形技術の開発も進められている。特に、成形性に優れる５０００系アルミニウム合金を、加熱した金型で成形すると室温での成形に比べて深絞り性が向上し、複雑な形状への成形が可能になる。本発明者らの一部も、５０００系アルミニウム合金板の温間成形方法を提案している（例えば、特許文献１）。
【０００６】
また、焼付硬化性を有するアルミニウム合金の温間成形方法も提案されている（例えば、特許文献２〜４）。このうち、特許文献２では、強度を低下させ、成形性を向上させるために、析出物を生成させ、成長させる技術が提案されている。また、特許文献３では、Ｆｅ及びＭｎの固溶量を制限し、２００〜３００℃の温度での延性を改善する技術が提案されている。しかし、これらは６０００系アルミニウム合金の温間での成形性の向上を図ったものであり、ＢＨ性を利用するものではない。
【０００７】
これらに対して、特許文献４では、ＢＨ性を発現する６０００系アルミニウム合金の温間成形方法が提案されている。これは、溶体化処理後、室温で時効させたものであるが、例えば、自動車の外板に適用するには、より高い強度が要求される。
【０００８】
【特許文献１】特開２００７−１２５６０１号公報
【特許文献２】特開平０２−１９０４５６号公報
【特許文献３】特開２００２−３４８６２５号公報
【特許文献４】特開２００６−２０５２４４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、強度を高めた６０００系アルミニウム合金板の成形性を向上させ、特に、自動車の外板などに適用した際に、軽量化に大きく寄与し得るレベルにまで強度と成形性を向上させることが可能な、高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法を提案するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、高強度を有する６０００系アルミニウム合金板の温間でのプレス成形方法を検討した。その結果、溶体化処理後、１５０〜３００℃で熱処理を施した６０００系アルミニウム合金板は高強度を有し、予想を超えて、高い成形性を有していることが判明した。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）  溶体化処理後、更に、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を施した６０００系アルミニウム合金板を、フランジ部分の温度が１７０℃以上であるダイスと、該ダイスのフランジ部分よりも低温であるポンチを用いて成形することを特徴とする高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（２）  ６０００系アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｇ：０．２０〜２．００％、Ｓｉ：０．３０〜２．００％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（３）  ６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．３０％を含有することを特徴とする上記（２）に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（４）  ６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．６０％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０％、Ｆｅ：０．０２〜０．５０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（２）又は（３）に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（５）  ６０００系アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．０３〜１．００％を含有することを特徴とする上記（２）〜（４）の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（６）  溶体化処理を４８０〜５９０℃で行うことを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（７）  溶体化処理を４８０〜５９０℃で行い、１５０℃以下に冷却することなく、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理を施すことを特徴とする上記（６）に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
（８）  ポンチの温度が、ダイスのフランジ部分の温度よりも１７０℃以上低いことを特徴とする上記（１）〜（７）の何れか１項に記載の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明により、高い強度を有する６０００系アルミニウム合金であっても、プレス成形性が格段に向上し、特に、自動車の外板等に適用する場合は、優れたデント性が得られ、板厚の削減にも貢献し得る可能性があり、更には、成形時に金型温度を上昇させることで延性が増大し、穴広げ性が向上するなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明の高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法では、プレス成形性の目標を従来の高強度鋼板以上、具体的には限界絞り比（ＬＤＲ）で２．０以上、好ましくは２．２以上とし、強度の目標を自動車の外板に適用する際のレベル、具体的には、１５０ＭＰａ以上、好ましくは２００ＭＰａ以上とする。
【００１３】
従来、６０００系アルミニウム合金を温間でプレス成形する場合、強度が低いほど成形性が良好であり、Ｔ６処理による高強度化は好ましくないと考えられていた。そのため、６０００系アルミニウム合金を、溶体化処理後、成形性を損なわないように自然時効させ、温間成形時の金型による加熱を利用して、ＢＨ性を付与する方法などが提案されている。これは、温間プレス成形後の塗装焼付処理を利用して強度を高めるものであるが、強度の上昇は不十分であった。
【００１４】
そのため、本発明者らは、次のように考え、Ｔ６処理に相当する、溶体化処理後、１５０〜３００℃で熱処理を施した高強度アルミニウム合金を温間プレス成形する方法を志向した。まず、温間プレス成形では、ダイスのフランジ部分を加熱し、これに接触する材料を軟化させる。次に、ポンチの温度をダイスのフランジ部分の温度よりも低くし、ポンチに接触する材料の強度を、ダイスのフランジ部分に接触する材料の強度よりも高める。このような状態で絞り成形を行うと、フランジ部分に接触している材料の強度は低くなり、特に、ポンチ肩部に接触している材料の強度はフランジ部に比べて高くなる。
【００１５】
本発明の温間プレス成形は、このような、部位による強度差を利用して、絞り成形性を高める方法である。したがって、成形前の強度を低下させることよりも、加熱された材料の高温での軟化が重要である。このように考えると、室温での強度が高く、温間成形に好適な温度域、例えば、１５０〜３００℃という温度での強度が低下し易い材料は、温間プレス成形に適した材料であるということができる。
【００１６】
このような考え方に基づいて、更に、本発明者らは、強度を高める熱処理の条件や、温間プレス成形の条件について検討を行った。その結果、６０００系アルミニウム合金板の、溶体化処理後の熱処理の温度は１５０〜３００℃が好適であり、ダイスのフランジ部分の加熱温度は１７０℃以上が好適であり、これにより、高い強度と優れたプレス成形性との両立が可能であることを見出した。なお、本発明では、ダイスのうち、しわ押さえ金型と相対する部分をダイスのフランジ部分という。
【００１７】
更に、深絞り成形性は、加熱されたダイスのフランジ部分に接触する材料の強度と、ポンチに接触する部分の材料の強度との差の拡大にしたがって向上するため、特に、ポンチの肩部は加熱せず、冷却することが好ましい。また、深絞り成形性の向上には、フランジ部分の材料の流入抵抗を低下させることも有効である。そのため、温間成形では、ダイスのフランジ部分の温度を高める必要があり、本発明では１７０℃以上とする。一方、ダイスのフランジ部分の温度の上限は、潤滑剤の使用温度の制限により、３００℃以上とすることは難しく、２７０℃以下とすることが好ましい。
【００１８】
また、６０００系アルミニウム合金は析出強化型であり、高強度を得るために、ＭｇとＳｉの析出物を形成させる。本発明の高強度アルミニウム合金では、若干、成形性を低下させるものの、特に、析出強化への寄与が大きいベータ・ダブル・プライム（β”）を利用する。そのため、本発明では、６０００系アルミニウム合金板を溶体化処理した後、１５０〜３００℃での熱処理を施して、β”を形成させる。この熱処理の温度の上限は、成形性を確保するため、２１０℃とすることが好ましい。なお、本発明では、β”を形成させる熱処理を人工時効処理という。
【００１９】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２０】
まず、本発明の高強度アルミニウム合金の成分組成について説明する。本発明の温間プレス成形方法には、自動車用の材料に好適な、ＭｇとＳｉとを必須成分として含有する６０００系アルミニウム合金を採用することが必要である。これは、析出強化により、優れた強度が得られるためである。なお、溶体化処理後の人工時効処理によるβ”の析出を促進させるには、ＭｇよりもＳｉを多く含有させることが好ましい。
【００２１】
Ｍｇ及びＳｉの含有量は、それぞれ、Ｍｇは０．２０〜２．００％、Ｓｉは０．３０〜２．００％とすることが好ましい。これにより、β”の析出が促進され、強度の向上が顕著になる。また、β”の生成を促進させるには、この範囲内で、ＭｇよりもＳｉの添加量を多くすることが好ましく、強度と成形性の両立に効果的である。一方、Ｍｇ及びＳｉの添加量がそれぞれ０．２０％及び０．３０％よりも少ないと、人工時効処理の温度が低い場合や、時間が短い場合に、強度が不十分になることがある。これに対して、Ｍｇ及びＳｉの添加量が２．０％を超えると、溶体化処理の温度が低い場合には、平衡相であるＭｇ2Ｓｉが残留して、人工時効処理後の強度がやや低下する可能性がある。人工時効処理後の強度を高めるためには、Ｍｇ及びＳｉの下限を、それぞれ、０．２５％以上及び０．５０％以上とすることが好ましい。また、Ｍｇは成形性の向上にも寄与する元素であるため、０．３０％以上を添加することが更に好ましい。
【００２２】
Ｃｕは、強度への寄与が大きい元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕ量が、１．３０％を超えると、耐食性が劣化することがある。したがって、Ｃｕの含有量の好ましい範囲は０．１０〜１．３０％である。Ｃｕ量の、更に好ましい上限は、０．９０％以下である。
【００２３】
更に、結晶粒径を微細化させるため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅのうち１種又は２種以上を含有させてもよい。
【００２４】
Ｔｉ及びＢは、微量の添加によって鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性等の改善に有効な元素である。この効果を得るには、Ｔｉの含有量を０．００５％以上、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．１５０％超、Ｂの含有量が０．０５００％超になると、晶出物の形成によって、成形性が劣化することがある。したがって、Ｔｉの含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．１５０％であり、Ｂの含有量の好ましい範囲は０．０００１〜０．０５０％である。
【００２５】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅは、結晶粒の微細化によって成形性を向上させる元素であり、また、強度の向上にも寄与する。この効果を得るには、Ｍｎは０．０３％以上、Ｃｒは０．０２％以上、Ｆｅは０．０２％以上を含有することが好ましい。一方、Ｍｎが０．６０％、Ｃｒが０．３０％、Ｆｅが０．５０％を超えると、晶出物の生成により、成形性を損なうことがある。したがって、Ｍｎは０．０３〜０．６０％、Ｃｒは０．０２〜０．３０％、Ｆｅは０．０２〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。Ｍｎ量の更に好ましい上限は、０．４０％以下であり、Ｃｒ量の、更に好ましい上限は、０．１５％以下である。
【００２６】
更に、強度を向上させるため、必要に応じて、Ｚｎを含有させてもよい。
【００２７】
Ｚｎは、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｎの含有量が、１．００％を超えると強度の上昇により、成形性を損なうことがある。したがって、Ｚｎの添加量は、０．０３〜１．００％とすることが好ましい。
【００２８】
また、鋳塊組織の微細化に効果的であるＳｃを含有させても良い。Ｓｃは、０．０１〜０．２０％の範囲とすることが好ましい。
【００２９】
本発明のアルミニウム合金は、主要な元素としてＭｇ及びＳｉを含有する６０００系アルミニウム合金、好ましくは上述の成分からなる６０００系アルミニウム合金の冷延板を溶体化処理した後、更に、１５０〜３００℃で０．５〜１０時間保持する熱処理（人工時効処理）を施して製造される。なお、本発明のアルミニウム合金の冷延板は、常法により、溶解、鋳造し、熱間圧延後、冷間圧延によって製造される。冷間圧延の途中に、中間焼鈍を施しても良い。
【００３０】
溶体化処理の温度は、冷延板に生じている析出物、特に、平衡相であるＭｇ2Ｓｉを溶解させて、ＭｇとＳｉを固溶させるために、４８０℃以上で行うことが好ましく、５００℃以上で行うことが更に好ましい。一方、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの含有量によっては、溶体化処理が高すぎると結晶粒界が溶融することがあるため、上限を５９０℃以下とすることが好ましい。
【００３１】
溶体化処理では、最高温度に到達後、保持せずに冷却しても良いが、０．１〜５分の保持を行うことが好ましい。保持時間の下限を０．１分以上にすると、Ｍｇ2Ｓｉの溶解が促進され、Ｍｇ及びＳｉの固溶量が増加する。その結果、人工時効後の強度を向上させることができる。なお、生産性を高めるためには、加熱炉内を通板させる連続加熱処理設備を用いることが好ましい。しかし、溶体化処理の保持時間を長くするには、加熱炉を長くするか、通板速度を遅くする必要があり、生産性を損なうため、５分以下とすることが好ましい。
【００３２】
溶体化処理後の冷却は空冷で良いが、人工時効処理後の強度を向上させるために、送風手段等を用いて強制冷却することが好ましい。特に、溶体化処理後、２５０℃までは、１０℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。これにより、２５０℃以上での析出物の形成が防止され、人工時効処理におけるβ”の形成に必要な固溶Ｍｇ及び固溶Ｓｉを確保することができる。なお、冷却速度を制御するために、ミスト冷却や水冷を行っても良い。
【００３３】
本発明では、上述のように、β”の形成の促進によって６０００系アルミニウム合金板を高強度化するため、溶体化処理後の熱処理（人工時効処理）を１５０〜３００℃で施す。より高い成形性を確保するためには人工時効処理の温度の上限を、２１０℃以下とすることが好ましい。また、本発明では、強度の向上を重視することから、人工時効処理の保持時間を、０．５ｈ以上にすることが好ましい。一方、人工時効処理の保持時間が１０ｈを超えると、β”の成長により、強度が低下し始めるため、上限を１０ｈとすることが好ましい。
【００３４】
人工時効処理は、溶体化処理後、１５０℃未満、例えば、室温まで冷却して、再度、加熱して行っても良い。また、生産性の観点からは、冷却と再加熱の時間を削減するため、溶体化処理後、１５０℃未満に冷却することなく、人工時効処理を施すことが好ましい。
【００３５】
６０００系アルミニウム合金を製造後、温間プレス成形を施す。本発明のアルミニウム合金の温間プレス成形方法では、ダイスのフランジ部分の温度とポンチの温度が極めて重要である。上述のように、温間プレス成形性は、ダイスのフランジ部分に接触する材料の軟化と、特にポンチ肩部に接触する材料の強度の確保によって向上する。そのため、ポンチの温度、特に、ポンチ肩部の温度は、ダイスのフランジ部分の温度よりも低下させることが必要である。
【００３６】
ダイスのフランジ部分に接する材料の流入抵抗を減少させるためには、ダイスのフランジ部分の温度を１７０℃以上にすることが必要である。これは、６０００系アルミニウム合金が１７０℃以上になると、強度の低下に伴う流入抵抗の低下が顕著になるためである。なお、深絞り性を向上させるには、ダイスのフランジ部分の温度を２００℃以上にすることが好ましい。これにより、スプリングバックによる成形品の形状不良の防止も可能になる。また、材料の温度が高い状態で穴広げ加工を施しても良い。アルミニウム合金の延性は、温度の上昇によって向上するため、温間での成形は、穴広げ性の向上にも有効である。
【００３７】
ダイスの加熱を行う具体的な手段としては、ダイス、特に、ダイスのフランジ部分にヒーターを埋め込み、加熱すれば良い。しわ押さえ金型にヒーターを埋め込んで加熱しても良い。また、ダイスのフランジ部分の温度をポンチの温度よりも高くしていても、アルミニウム合金板がダイスのみと接触していては、熱伝導によってポンチ肩部の温度が、ダイスのフランジ部分の温度と同等に上昇し、軟化することがある。そのため、プレス成形を行う際には、しわ押さえ金型とダイスで材料を挟持する際に、同時に、ポンチを材料に接触させることが好ましい。
【００３８】
更に、深絞り性を向上させるためには、ダイスのフランジ部分の温度とポンチの温度との差を１７０℃以上とすることが好ましい。このような温度差を付与するには、ポンチ、特に、ポンチ肩部の内部に冷媒を循環させることが好ましい。冷媒は水でも良いが、０℃以下に冷却する場合は、アルコール、グリセリン等を用いることが好ましい。
【実施例１】
【００３９】
表１に示した成分を有する６０００系アルミニウム合金を、実験室で溶解、鋳造し、熱間圧延及び冷間圧延を施して、厚みが１ｍｍの冷延板とした。これらの冷延板から、後述する温間プレス成形試験成形及び引張試験に供する試験片を採取した。温間プレス成形に供する試験片は円盤状であり、引張試験片は、圧延方向を長手方向とする、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片である。なお、表１の空欄は、成分を意図的に添加していないことを意味する。
【００４０】
これらの試験片を、溶体化処理のため表２に示す温度のソルトバス中に１分間保持し（Ｎｏ．８は２分間保持した。Ｎｏ．９、１７は最高温度到達後すぐ冷却した。）、一部の試験片（Ｎｏ．１３、１４以外）は水中に焼入れ、冷却し、また一部の試験片（Ｎｏ．１３，１４）は、直接、１５０℃以上のオイルバス中に焼入れ、そのまま保持した。水中に焼入れた試験片については、冷却後、室温での保持を避けるため、直ちに、液体窒素中に保管した。溶体化処理後の室温での保持時間は、１〜２分程度であり、溶体化処理後の室温での時効の影響を無視することができる。
【００４１】
その後、表２に示したように、一部の試験片（Ｎｏ．６，７、１３、１４以外）は、人工時効前に室温で保持した。また一部の試験片（Ｎｏ．６，７）は、液体窒素から取出した後、室温で保持することなく、すぐオイルバスに浸漬した。更に、表２に示したように、これら試験片に人工時効処理を模擬する熱処理を施した。
なお、表２の人工時効前の保持温度及び保持時間が空欄であるもの（Ｎｏ．１３、１４）は、室温で保持せず、直接、オイルバス中での人工時効処理を施したことを意味する。これらは、溶体化処理後、そのまま人工時効処理を施す製造方法を模擬している。即ち、１５０℃未満に冷却することなく人工時効処理を施す製造方法を模擬した例である。
【００４２】
人工時効処理後、温間プレス成形試験及び引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。温間プレス成形試験は、フランジ部分にヒーターを埋め込んだダイスを有する深絞り試験装置を用いて行った。ポンチは円筒状で、外径は７８ｍｍであり、ダイスの内径は８０ｍｍである。ポンチの内部には水を循環させて、肩部の表面の温度を３０℃とした。
【００４３】
温間プレス成形性は、限界絞り比（ＬＤＲ）で評価した。ＬＤＲは、破断させずに絞り抜くことのできる試験片の最大の直径を、ポンチの直径で除して求められる値である。なお、温間プレス成形試験には二硫化モリブデンに水を加えた潤滑剤を用いた。また、しわ押さえ圧は１ｔｏｎ以下とした。
【００４４】
結果を表３に示す。Ｎｏ．１〜１５は、本発明の例であり、ＬＤＲが２．０以上、好ましくは２．２以上、ＹＳが１５０ＭＰａ以上である。このうち、Ｎｏ．６〜７は、Ｓｉ、Ｍｇ量がやや少なめであり、ＬＤＲは２．０を維持しているが、他の試験片に比べて強度及びＬＤＲがやや低下している。Ｎｏ．９は、溶体化処理の温度が若干低いため、ＬＤＲは２．１を維持しているが、強度及びＬＤＲが、他の試験片に比べてやや低下している。Ｎｏ．１１は、人工時効処理の温度がやや高めであり、ＬＤＲは２．０を維持しているが、強度及びＬＤＲが、他の試験片に比べて少し低下している。一方、Ｎｏ．１６は比較例であり、温間プレス成形のダイス温度が低いため、ＬＤＲが２．０に届かず、成形性が十分ではない。
【００４５】
【表１】
2009148822.tif 000002
【００４６】
【表２】
2009148822.tif 000003
【００４７】
【表３】
2009148822.tif 000004
【実施例２】
【００４８】
表４に示した成分を有する６０００系アルミニウム合金を、実施例１と同様にして、厚みが１ｍｍの冷延板とした。なお、表４の空欄は、成分を意図的に添加していないことを意味する。これらの冷延板から、実施例１と同様にして、温間プレス成形試験及び引張試験に供する試験片を採取し、表５に示す温度のソルトバス中に１分間保持し、水中に焼入れ、冷却した。また、実施例１と同様に、溶体化処理後の室温での保持時間が１〜２分程度になるように、液体窒素中に保管した。
【００４９】
その後、表５に示したように、室温で保持し、人工時効処理を模擬する熱処理を施した。人工時効処理後、実施例１と同様にして、温間プレス成形試験及び引張試験を行った。結果を表６に示す。製造Ｎｏ．１８〜２２は本発明例であり、ＹＳ１５０ＭＰａ以上を有し、ＬＤＲは２．２以上と良好な値が得られている。
【００５０】
【表４】
2009148822.tif 000005
【００５１】
【表５】
2009148822.tif 000006
【００５２】
【表６】
2009148822.tif 000007