(57)【要約】【課題】自動車の車体等に好適な、加工硬化に寄与するＭｇを含有するアルミニウム合金冷延板、特に、５０００系アルミニウム合金及び６０００系アルミニウム合金からなる、冷間圧延ままの安価な素材を用いて、高い成形性を実現する温間プレス成形方法を提案する。【解決手段】Ｍｇを含有し、冷間圧延ままのアルミニウム合金冷延板を、フランジ部分の温度が１７０℃以上であるダイスと、ダイスのフランジ部分の温度よりも低温であるポンチを用いて成形することにより、プレス成形性を向上させる。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】
冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板を、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アルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項２】
アルミニウム合金冷延板が、５０００系アルミニウム合金からなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項３】
アルミニウム合金冷延板が、質量％で、Ｍｇ：２．００〜６．００％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２に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項４】
アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項５】
アルミニウム合金冷延板が、６０００系アルミニウム合金からなることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項６】
アルミニウム合金冷延板が、質量％で、Ｍｇ：０．１０〜２．００％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％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５に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項７】
アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項８】
アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、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３、４、６及び７の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項９】
アルミニウム合金冷延板が、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３、４、６〜８の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項１０】
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１〜９の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項１１】
冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板が、４００℃以上で焼鈍を施した熱延板を冷間圧延して製造されたことを特徴とする請求項１〜１０の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項１２】
冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板が、冷間圧延及び４００℃以上での中間焼鈍を施した後、更に冷間圧延して製造されたことを特徴とする請求項１〜１０の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【請求項１３】
温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率が２０％以上であることを特徴とする請求項１〜１２の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延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、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板、例えば、５０００系アルミニウム合金又は６０００系アルミニウム合金の冷延板を、加熱された金型を用いて温間成形する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成形性及び強度は、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。また、特許文献４では、ＢＨ性を発現する、溶体化処理後、室温で時効させた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。
【０００７】
【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】
【０００８】
従来、アルミニウム合金板はプレス成形性に劣るため、溶体化処理などの熱処理を施すことなく、冷間圧延後のアルミニウム合金板をそのままプレス成形するという発想はなかった。本発明は、自動車の車体等に好適な、プレス成形性を向上させる元素であるＭｇを含有するアルミニウム合金冷延板、特に、５０００系アルミニウム合金及び６０００系アルミニウム合金からなる、安価な冷間圧延ままの素材を用いて、高い成形性を実現する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】
【０００９】
Ｍｇを含有するアルミニウム合金板、例えば、５０００系アルミニウム合金板や、６０００系アルミニウム合金板は、何れも、冷間圧延ままの状態では、加工硬化により強度が極めて高い状態になっている。一般的に、加工硬化した材料に熱処理を施すと、圧延工程で導入された転位等の再配列（回復）や、再結晶が生じて、強度が大きく低下する。本発明者らは、温間プレス成形に用いられるダイスのフランジ部分の温度を、回復や再結晶が生じる温度（回復・再結晶温度域という。）にすれば、冷間圧延ままのアルミニウム合金冷延板でも、フランジ部分の強度が大きく低下すると考え、検討を行った。その結果、冷間圧延ままのアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形を行う場合には、ダイスのフランジ部分の温度を１７０℃以上、ポンチの温度をダイスのフランジ部分よりも低下させることが重要であることを見出した。これは、アルミニウム合金冷延板の、ダイスのフランジ部分に接触する材料が軟化し、ポンチ肩部に接触する材料の強度が維持されることによって、深絞り性が大きく向上するためである。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。
【００１０】
（１）  冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板を、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アルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（２）  アルミニウム合金冷延板が、５０００系アルミニウム合金からなることを特徴とする上記（１）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（３）  アルミニウム合金冷延板が、質量％で、Ｍｇ：２．００〜６．００％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（２）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（４）  アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする上記（３）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（５）  アルミニウム合金冷延板が、６０００系アルミニウム合金からなることを特徴とする上記（１）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（６）  アルミニウム合金冷延板が、質量％で、Ｍｇ：０．１０〜２．００％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％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（５）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（７）  アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜０．９０％を含有することを特徴とする上記（６）に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（８）  アルミニウム合金冷延板が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｎ：０．０３〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、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（３）、（４）、（６）及び（７）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（９）  アルミニウム合金冷延板が、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（３）、（４）、（６）〜（８）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（１０）  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）〜（９）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレ
ス成形方法。
【００１１】
（１１）  冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板が、４００℃以上で焼鈍を施した熱延板を冷間圧延して製造されたことを特徴とする上記（１）〜（１０）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（１２）  冷間圧延ままの、Ｍｇを含有するアルミニウム合金冷延板が、冷間圧延及び４００℃以上での中間焼鈍を施した後、更に冷間圧延して製造されたことを特徴とする上記（１）〜（１１）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
（１３）  温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率が２０％以上であることを特徴とする上記（１）〜（１２）の何れか１項に記載のアルミニウム合金冷延板の温間プレス成形方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、自動車の部材等に好適な、アルミニウム合金板の製造コストの低減及び成形限界の顕著な拡大が可能になり、自動車の車体の軽量化に大きく寄与し、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】
【００１３】
本発明は、加工硬化特性を向上させるＭｇを含有するアルミニウム合金を、冷間圧延後、溶体化処理などの熱処理を施すことなく、そのまま温間プレス成形するものである。冷間圧延前の熱延板には熱延板焼鈍を施しても良い。また、冷間圧延の途中に中間焼鈍を施す場合は、最終冷間圧延後、温間プレス成形前までの間に熱処理を施さなければ、本発明に含まれる。なお、冷間圧延ままのアルミニウム合金板を、本発明では、アルミニウム合金冷延板という。
【００１４】
本発明の温間プレス成形は、ダイスのフランジ部分に接触する材料を部分的に加熱して軟化させ、ポンチ肩部に接触する部位の強度を維持し、強度差を利用して絞り成形性を高める方法である。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。
【００１５】
まず、本発明の温間プレス成形は、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、ポンチ肩部に接触する材料の強度は高いまま維持し、絞り成形を行う方法である。本発明では、アルミニウム合金冷延板のうち、ダイスのフランジ部分と接触する部位を、冷間圧延によって導入された転位の回復や、再結晶によって軟化させるため、ダイスのフランジ部分の温度を１７０℃以上とすることが必要であり、２００℃以上とすることが好ましい。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。
【００１６】
なお、ダイスのフランジ部分の加熱によって、スプリングバックによる成形品の形状不良を防止することができる。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。
【００１７】
これに対して、ポンチ肩部に接触する材料の強度は、ダイスのフランジ部分に接触する材料の強度よりも高くすることが必要である。したがって、ポンチの温度は、ダイスのフランジ部分の温度よりも低くすることが必要である。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、アルミニウム合金冷延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。
【００１８】
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。また、ポンチの温度を、ダイスのフランジ部分の温度よりも、１７０℃以上低下させておくことが更に好ましい。これにより、アルミニウム合金冷延板の、ポンチ肩部に接触する部分の軟化を抑制することができる。そのためには、ポンチの内部、特に、ポンチ肩の部分の近傍で、冷媒を循環させることが好ましい。
【００１９】
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。更に、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℃以下に冷却するには、アルコール、グリセリン等を用いることが好ましい。
【００２０】
本発明のアルミニウム合金冷延板は、加工硬化性が重要であるため、Ｍｇを含有していることが必要である。特に、自動車の車体に採用されている５０００系アルミニウム合金及び６０００系アルミニウム合金は、本発明には極めて好適である。
【００２１】
まず、５０００系アルミニウム合金の好ましい成分組成について説明する。
【００２２】
Ｍｇ：Ｍｇは延性を損なうことなく強度を増加させることができる合金元素であり、加工硬化後の強度の確保、また、温間プレス成形時のフランジ部分での延性の確保という点でも有効である。この効果を十分に発現させるためには、２．００％以上のＭｇを添加することが好ましい。一方、Ｍｇ量が、６．００％を超えると、熱間圧延を行う際に、熱間加工性が低下することがある。したがって、５０００系アルミニウム合金のＭｇの添加量は２．００〜６．００％の範囲内とすることが好ましい。
【００２３】
Ｃｕ：Ｃｕは、５０００系アルミニウム合金の強度の向上に有効な元素であり、効果を得るには、０．１０％以上の添加が好ましい。一方、０．９０％を超えるＣｕを添加した場合は、耐食性が低下することがある。また、Ｍｇの含有量が高い場合には、熱間圧延を行う際に、熱間加工性が低下することがある。したがって、５０００系アルミニウム合金のＣｕの添加量は、０．１０〜０．９０％の範囲内とすることが好ましい。
【００２４】
なお、５０００系アルミニウム合金に、Ｓｉが含有されることがある。しかし、５０００系アルミニウム合金では、Ｓｉは不純物であり、特に、含有量が１．００％を超えると晶出物や析出物の形成により、成形性を損なうことがある。５０００系アルミニウム合金では、Ｓｉ量の上限は、０．３％未満が好ましく、０．１％未満が更に好ましい。
【００２５】
次に、６０００系アルミニウム合金の好ましい成分組成について説明する。
【００２６】
Ｍｇ：Ｍｇは６０００系アルミニウム合金の主要な元素であり、Ｓｉとの複合添加により、ＭｇとＳｉとを含む微細な析出物を形成し、強度を向上させる効果を有する。この効果を得るには、Ｍｇを０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、２．００％超のＭｇを添加すると、晶出物や析出物の形成により、成形性が低下することがある。したがって、６０００系アルミニウム合金のＭｇの添加量は、０．１０〜２．００％の範囲内とすることが好ましい。特に、熱延板焼鈍や中間焼鈍を施すと、Ｍｇの固溶量が増加し、強度の向上に寄与するため、Ｍｇ量の下限値を０．２０％以上にすることが好ましく、０．３０％以上が更に好ましい下限である。
【００２７】
Ｓｉ：Ｓｉは、上述のように、Ｍｇとの複合添加により、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、０．１０％以上の添加が好ましい。一方、２．００％超のＳｉを添加すると、晶出物や析出物が形成され、成形性が低下することがある。したがって、６０００系アルミニウム合金のＳｉの添加量は、０．１０〜２．００％の範囲内とすることが好ましい。
【００２８】
Ｃｕ：Ｃｕを６０００系アルミニウム合金に添加すると、強度やプレス成形性が向上する。その効果を十分に発揮させるためには、Ｃｕを０．１０％以上添加することが好ましい。また、０．９０％を超えるＣｕを添加した場合は、耐食性が低下することがある。したがって、６０００系アルミニウム合金のＣｕの添加量は、０．１０〜０．９０％の範囲内とすることが好ましい。
【００２９】
５０００系アルミニウム合金及び６０００系アルミニウム合金の何れにも、結晶粒径の微細化を目的として、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。
【００３０】
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。
【００３１】
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０．０１％以上、Ｆｅは０．０２％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｍｎが０．４０％、Ｃｒが０．１５％、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０．０３〜０．４０％、Ｃｒは０．０１〜０．１５％、Ｆｅは０．０２〜０．５％の範囲とすることが好ましい。なお、結晶粒を微細化するために、Ｃｒ量の下限を０．０２％以上とすることが更に好ましい。
【００３２】
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。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。
【００３３】
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。
【００３４】
本発明のアルミニウム合金冷延板は、Ｍｇを含有するアルミニウム合金を、好ましくは、５０００系アルミニウム合金又は６０００系アルミニウム合金、更に好ましくは上述の成分からなるアルミニウム合金を、常法により、溶解、鋳造、熱間圧延し、冷間圧延して製造される。熱延板焼鈍を施しても良く、冷間圧延の途中に中間処理を施しても良い。得られたアルミニウム合金冷延板は、温間プレス成形前には溶体化処理などの熱処理を施されることなく、そのまま温間プレス成形に供される。
【００３５】
アルミニウム合金冷延板の温間プレス成形性を、より一層向上させるためには、冷間圧延前の熱延板焼鈍や、冷間圧延の途中の中間焼鈍を施すことが好ましい。熱延板焼鈍は、熱間圧延後の熱延板を４００℃以上に加熱する熱処理である。また、中間焼鈍は、冷間圧延の途中に、４００℃以上に加熱する熱処理であり、最終冷間圧延の前に施される。なお、複数回の中間焼鈍を施しても良い。
【００３６】
熱延板焼鈍、中間焼鈍の一方又は双方を施すと、Ｍｇ、Ｓｉの固溶が促進される。その結果、加工硬化能が大きくなり、温間成形前のアルミニウム合金冷延板の強度を高めることができる。特に、５０００系アルミニウム合金では、Ｍｇの固溶量の増加による加工硬化能の向上が顕著である。また、６０００系アルミニウム合金では、Ｍｇ、Ｓｉからなる金属間化合物が微細化して、成形性が向上する。
【００３７】
このような効果を得るには、熱延板焼鈍、中間焼鈍の加熱温度を、４００℃以上にすることが好ましい。これは、Ｍｇを含有するアルミニウム合金板、特に、５０００系アルミニウム合金や６０００系アルミニウム合金板を４００℃以上に加熱すると、Ｍｇ、Ｓｉの固溶が促進され、加工硬化能の向上や析出物の微細化による強度や成形性の改善が顕著になるためである。加熱温度が高いほど、Ｍｇ、Ｓｉの固溶が促進されるため、融点以下であれば上限は特に規定しないが、温度が上昇するとアルミニウム合金板の強度が低下し、製造性を損なうことがあるため、５８０℃以下が好ましい。
【００３８】
アルミニウム合金板の温度が最高温度に到達した後は、保持せずに冷却してもよいが、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、５０００系合金ではＭｇの固溶が、６０００系合金では、ＭｇとＳｉの固溶が顕著に促進される。一方、生産性を高めるためには、保持時間は５分以下とすることが好ましい。特に、生産性の観点から、加熱炉内を通板させる連続焼鈍炉を用いることが好ましい。
【００３９】
また、本発明では、冷間加工の加工硬化を利用して強度を確保するため、温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。これは、冷間圧延の圧下率が２０％までの範囲におけるアルミニウム合金の加工硬化率が大きく、冷間圧下率を２０％以上にすることによって、引張強さを３００ＭＰａ以上にすることができるためである。図１に、Ａｌ−０.５％Ｍｇ−１．０％Ｓｉの成分組成を有する６０００系アルミニウム合金板を用いて、冷間圧延率と引張強さとの関係を調査した結果を示す。
【００４０】
図１に示したように、冷間圧延が２０％程度までは、冷間圧下率に対する引張り強さの上昇率が高く、２０％以上では、引張強さが３００ＭＰａ以上になるものの、加工硬化による強度の上昇率が鈍化している。冷間圧延の圧下率を２０％以上にすると、特に、熱延板焼鈍を施す場合は、Ｍｇ、Ｓｉの固溶量が多いため、強度上昇が顕著になる。
【００４１】
温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率は、冷延ままの状態の冷延板に加えられた加工歪みの量である。したがって、冷間圧延を１パスで行う場合は、熱延板焼鈍の有無に関わらず、冷間圧延工程における合計の冷間圧延率である。この場合、温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率は、熱延板の板厚と冷延板の板厚との差を熱延板の板厚で除した値の百分率で表される。
【００４２】
また、冷間圧延工程の途中で、１回の中間焼鈍を施す場合は、中間焼鈍後の最終冷間圧延工程における合計の冷間圧延率である。この場合、温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率は、中間焼鈍後の冷延板の板厚と最終冷間圧延後の冷延板の板厚との差を中間焼鈍後の冷延板の板厚で除した値の百分率で表される。複数回の中間焼鈍を施す場合、温間プレス成形の直前の冷間圧延の圧下率は、最終冷間圧延前後の冷延板の板厚の差を最終冷間圧延前の冷延板の板厚で除した値の百分率で表される。
【実施例１】
【００４３】
表１に示した成分を有する５０００系アルミニウム合金（Ｎｏ．１〜４）、６０００系アルミニウム合金（Ｎｏ．５〜９）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。これらのアルミニウム合金冷延板から、後述する温間プレス成形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。
【００４４】
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。一部のポンチの内部には水を循環させて、肩部の表面の温度を表２に示す温度とした。
【００４５】
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、ポンチの外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。
【００４６】
結果を表２に示す。Ｎｏ．１〜９、１１〜２０は本発明の例であり、ＬＤＲが２．２以上である。なお、Ｎｏ．９、２０は、ポンチとダイスのフランジ部分の温度差が好ましい下限値よりも小さいため、他の本発明の例に比べて、ＬＤＲが若干小さくなっている。また、Ｎｏ．１０、２１は、ダイスのフランジの温度が低かったために、十分なＬＤＲを得ることができなかった比較例である。
【００４７】
【表１】
2009148823.tif 000002
【００４８】
【表２】
2009148823.tif 000003
【実施例２】
【００４９】
表３に示した成分を有する５０００系アルミニウム合金（Ｎｏ．１０〜１３）、６０００系アルミニウム合金（Ｎｏ．１４〜１７）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３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。得られた冷延板から、実施例１と同様にして、試験片を採取し、温間プレス成形試験を実施した。結果を表４に示す。製造Ｎｏ．２２〜３０は、ＬＤＲが２．２以上であり、良好な温間プレス成形性を有していることがわかる。
【００５０】
【表３】
2009148823.tif 000004
【００５１】
【表４】
2009148823.tif 000005
【実施例３】
【００５２】
表１に示した５０００系、６０００系アルミニウム合金の一部を、溶解、鋳造し、熱間圧延を施して、厚みが４ｍｍの熱延板とした。得られたアルミニウム合金熱延板の一部に、表５に示した条件で熱延板焼鈍を施し、冷間圧延を行って１ｍｍの冷延板とした（Ｎｏ．３１〜３６、製造工程：熱延板焼鈍）。また、アルミニウム合金熱延板の一部は、熱延板焼鈍を施すことなく、一次冷間圧延を施した後に、表５に示す条件で中間焼鈍を行い、最終冷間圧延を施し、１ｍｍの冷延板とした（Ｎｏ．３７〜４１、製造工程：中間焼鈍）。更に、アルミニウム合金熱延板の一部は、熱延板焼鈍を施し、更に、一次冷間圧延を施した後に、中間焼鈍を行い、最終冷間圧延を施し、１ｍｍの冷延板とした（Ｎｏ．４２、製造工程：熱延板焼鈍＋中間焼鈍）。なお、この場合、熱延板焼鈍及び中間焼鈍を表５に示す同一の条件で行った。
【００５３】
得られた冷延板より、実施例１と同様にして、試験片を採取し、温間プレス成形試験を行った。また、冷延板より、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張り強さを測定した。結果を表５に示す。製造Ｎｏ．３１〜４２のＬＤＲは２．２以上であり、良好な温間プレス成形性を有していることがわかる。また、製造Ｎｏ．３１〜４０、４２は、温間プレスの直前の冷間圧延率が２０％以上であり、引張り強さが３００ＭＰａ以上である。一方、製造Ｎｏ．４１は、温間プレスの直前の冷間圧延率が２０％未満であるため、引張り強さが３００ＭＰａ未満になっている。
【００５４】
【表５】
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【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】アルミニウム合金の冷間圧延の圧下率と引張り強さとの関係を示す図である。
【図１】
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