CN102994825A - 铝合金板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种Al-Mg系合金板，其不会产生因室温下的经时硬化造成的弯曲性的降低等新的问题，SS痕的产生少，冲压成形性优异。增大由特定的含有Mg、Cu的组成构成的Al-Mg系铝合金板的包含Cu原子的特定的原子的集合体的表面积的总和，将原子空孔用所述原子的集合体封闭(捕捉)，使Mg不易扩散，形成不易产生波纹的板组织，从而抑制冲压成形时的SS痕的产生。

Description

铝合金板

技术领域

本发明涉及一种成形性优异的Al-Mg系铝合金板。本发明中所说的所谓铝合金板是热轧板或冷轧板，是指实施了固溶处理及淬火处理等调质处理的铝合金板。另外，以下也将铝称作Al。

背景技术

近年来，出于对地球环境等的考虑，对汽车等车辆的轻型化的社会性要求逐渐提高。为了响应该要求，作为汽车面板、特别是发动机罩、门、车顶等大型车体面板(外面板、内面板)的材料，正在研究替代钢板等钢铁材料而应用铝合金材料。

Al-Mg系的JIS5052合金或JIS5182合金等5000系铝合金板(以下也称作Al-Mg系合金板)由于延展性及强度优异，因此以往一直作为这些大型车体面板用的冲压成形素材使用。

但是，如专利文献1等中所公开的那样，如果对这些Al-Mg系合金板进行拉伸试验，则会有在应力-应变曲线上的屈服点附近产生屈服伸长率的情况，另外如果是超过屈服点的比较高的应变量(例如拉伸伸长率为2％以上)则会有在应力-应变曲线中产生锯齿状或者阶梯状的波纹(振动)的情况。这些应力-应变曲线上的现象在实际的冲压成形中，会导致所谓的拉伸应变(以下也记作SS痕)的产生，对于作为成形品的大型车体面板，特别是外观十分重要的外面板来说，是损害商品价值的大问题。

该SS痕如公知的那样，可以分为在应变量比较低的部位产生的像火焰状那样不规则的带状花纹的所谓无规痕和在应变量比较高的部位相对于拉伸方向夹角约50°地产生的平行的带状花纹的平行带。已知前者的无规痕由屈服点伸长率引起，另外后者的平行带由0004段中记载的应力-应变曲线上的波纹(振动)引起。

以往提出过各种消除这些SS痕的方案。例如作为主要的手法，已知有将Al-Mg系合金板的晶粒在一定程度上调整得粗大的方法。然而，此种晶粒的调整方法对于防止SS痕当中、0004段中记载的平行带的产生来说并不有效。另外，如果晶粒变得过于粗大，则会在冲压成形中在表面产生橘皮面等，从而产生其他的问题。

另外，作为其他的SS痕的消除方法还已知有如下的方法，即，对于Al-Mg系合金板的O材料(软质材料)或者T4处理材料等调质处理材料，在冲压成形为大型车体面板之前，预先施加表皮光轧加工或者调平加工等加工(预加工)，赋预少量的应变(预应变)。然而，此种预加工法中，也是在加工度过高的情况下，容易产生0004段中记载的应力-应变曲线上的波纹(振动)，在实际的冲压成形时，也容易导致宽度大的清晰的平行带的产生。由此，对于预加工的加工度存在很大的制约，在减小了加工度的情况下将无法稳定地防止无规痕的产生。所以，该预加工法中，由于平行带的产生防止与无规痕产生防止的最佳加工度相反，因此无法同时防止这两者。

相对于此，所述的专利文献1中，提出了不仅抑制无规痕的产生而且抑制宽大的平行带的产生的、SS痕的产生少的Al-Mg系合金板的制法。具体来说，对Al-Mg系合金的轧制板，实施伴随着急速冷却的特定条件下的固溶·淬火处理，其后进行特定条件下的作为预加工的冷加工，继而再实施特定条件下的最终退火。此后，就得到平均晶粒径为55μm以下并且实质上不存在150μm以上的粗大晶粒的最终板。

这里，在Al-Mg系合金板的领域中，虽然对于SS痕的产生抑制未必直接提及，然而已经公知的是，将利用差示热分析(DSC)测定合金板的热变化而得的、始于室温的加热曲线的吸热峰的位置、其高度作为该板的冲压成形性提高的指标。

例如，专利文献2中提出，以利用Al-Mg系合金板的差示热分析(DSC)得到的、始于室温的加热曲线的特定位置的吸热峰高度来作为冲压成形性提高的指标。该差示热分析(DSC)在无法利用TEM等微观组织观察来判别或识别对特性产生影响的团簇(金属间化合物)、无法直接证实存在的情况下，对于团簇的有无等组织上的差异，以所述加热曲线的特定位置的吸热峰位置或高度来间接地证实、或作为指标，因此在铝合金板的领域中得到广泛应用。

该专利文献2中，在利用双辊式连续铸造制造的、超过8质量％的高Mg的Al-Mg系合金板中，将始于室温的加热曲线的50～100℃之间的吸热峰高度设为50.0μW以上，提高冲压成形性。该吸热峰高度以显示出Al-Mg系合金板组织中的被称作β相的Al-Mg系金属间化合物的存在形态(固溶、析出状态的稳定性)为根据。

但是，最近的大型车体面板、特别是外观十分重要的外面板中，表面性状的要求水平更加严格，在这些专利文献1或专利文献2中，相对于此种要求来说，SS痕产生的抑制策略不够充分。例如，专利文献1中，只是可以轻微地产生阶梯状的波纹(记载于专利文献1的实施例的阶梯状波纹评价的说明中)，由此无法完全地抑制作为SS痕之一的平行带。

相对于此，专利文献3中，对这一点加以改良，提出如下的Al-Mg系铝合金板，即，不仅可以抑制无规痕的产生，同时还可以抑制平行带的产生，抑制了SS痕，在冲压成形为汽车面板等成形性方面优异。相同文献中，针对Al-Mg系铝合金板，特意地含有0.1～4.0％的Zn，进一步提高波纹产生的临界应变量(极限应变量)。即，利用Zn等第三元素的含有或添加，作为也含有Zn等的团簇来增大由Al和Mg形成的团簇(超微细金属间化合物)的形成量，进一步提高由这些团簇带来的极限应变量增大效果。此外，借此来抑制波纹，抑制由此引起的平行带，从而抑制SS痕的产生。

该也含有Zn等的团簇是纳米水平以下的大小，用10万倍左右的FE-TEM等微观组织观察无法判别或识别，无法直接证实存在。由此，该专利文献3中，也与所述专利文献2相同，对于团簇的有无等组织上的差异，以利用差示热分析(DSC)测定热变化而得的、所述加热曲线的特定位置的吸热峰位置或高度来作为组织上的差异的指标。具体来说，推测也含有Zn等的Al-Mg团簇是所述DSC加热曲线的100～150℃之间的吸热峰的要因，将该吸热峰高度设为200.0μW(微瓦)以上。

[专利文献]

[专利文献1]日本特开平7-224364号公报

[专利文献2]日本特开2006-249480号公报

[专利文献3]日本特开2010-77506号公报

但是，根据本发明人等的见解，在Al-Mg系铝合金板中，在像该专利文献3那样含有很多Zn的情况下，会导致易于产生室温下的经时硬化的新的问题。对此可以推测是由如下原因引起，即，在室温下容易产生专利文献3想要作为SS痕产生抑制的王牌生成的、由Zn形成的团簇(超微细金属间化合物)。即，可以推测，Zn含量越多，室温下形成的所述团簇量就越大，其结果是，室温下的经时硬化过度推进。通常来说，Al-Mg系铝合金板在由铝板厂家制造后不会立即由汽车厂家成形为大型车体面板等，通常相隔几周以上的间隔是很普通的。由此，例如在从板的制造起经过1个月后成形为大型车体面板等的情况下，经时硬化就会显著地推进，从而产生弯曲性或冲压成形性反而受到阻碍的新的(其他的)问题。

如众所周知的那样，与热处理型的Al-Zn-Mg系(7000系)铝合金板相比，通常来说，Al-Mg系铝合金板不易产生室温下的经时硬化。但是，即使是此种Al-Mg系铝合金板，在像专利文献3那样增大Zn含量的情况下，也会与7000系铝合金板相同地显示出室温下的经时硬化。

发明内容

鉴于以上所述的问题，本发明的目的在于，提供一种Al-Mg系铝合金板，不会产生由室温下的经时硬化造成的弯曲性的降低等新的问题，不仅可以抑制由所述屈服伸长率引起的无规痕的产生，同时还可以抑制平行带的产生，从而可以抑制SS痕产生，提高制成汽车面板的冲压成形性。

为了达成该目的，本发明的铝合金板的主旨在于，提供一种Al-Mg系铝合金板，其以质量％计，含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下，余部由Al及不可避免的杂质构成，在利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体中，包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个距离在1.0nm以下的Cu原子的原子集合体的每测定单位体积的表面积的总和为2.0×10⁵m²/m³以上。

发明效果

本发明人等先前作为日本特愿2010-234519号，在平成22年10月19日，申请了一种铝合金板，是与本申请相同组成的Al-Mg系铝合金板，作为同样地利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体，以1.0×10⁴个/μm³以上的平均密度含有包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的集合体。

相对于此，本发明发现，不仅是此种原子的集合体的平均密度，所述原子的集合体的表面积的总和也会对SS痕的产生举动产生影响。即发现，所述原子的集合体的表面积的总和越大，越可以抑制含有Cu的Al-Mg系铝合金板的SS痕的产生。

虽然到底只不过是推测，然而所述原子的集合体与母相的整合界面成为原子空孔的封闭(捕捉trap)位，原子的集合体的表面积的总和越大，则越可以封闭含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织中的原子空孔。原子空孔促进由应力-应变曲线上的波纹引起的平行带的产生或传播，从而助长SS痕的产生。所以可以推测，该原子空孔越是被所述原子的集合体封闭，就越可以抑制SS痕的产生或传播。

像这样，在含有Cu的Al-Mg系铝合金板中，利用三维原子探针场离子显微镜测定出的、含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和可以成为表示与用SS痕特性代表的冲压成形性的关系指标。

更具体来说，本发明人等发现，可以利用三维原子探针场离子显微镜本来就具有的固有的软件，再现性和精度优良地、并且简便地算出该含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和。这样，就将该含有Cu原子的原子的集合体的所述表面积的总和作为用SS痕特性代表的冲压成形性的指标加以定量化。根据本发明，可以控制含有Cu的Al-Mg系铝合金板的组织，不易产生波纹，抑制SS痕的产生或传播，从而抑制SS痕产生。

具体实施方式

下面，对本发明的实施方式分要件地进行具体说明。

(组织)

本发明中，不是像所述日本特愿2010-234519号那样，规定含有Cu的相同组成的Al-Mg系铝合金板的、同样地利用三维原子探针场离子显微镜测定出的、含有Cu原子的原子的集合体的平均密度，而是规定所述原子的集合体的表面积的总和。

本发明人等在所述日本特愿2010-234519号的申请时，作为具有SS痕的产生抑制效果的元素，取代容易产生室温下的经时硬化的Zn，而与本发明相同地选择了Cu。如果是该Cu，则不会有像Zn那样产生室温下的经时硬化的情况，具有SS痕的产生抑制效果。

然而发现，即使同样地含有Cu，有时也没有SS痕的产生抑制效果，即使是相同Cu含量的Al-Mg系铝合金板(以下也称作Al-Mg-Cu系合金板)，在SS痕的产生抑制效果方面也有很大差别。根据该结果可以认为，不仅是含有Cu的因素，Al-Mg系铝合金板中的Cu的存在状态(组织状态)的差异对于SS痕的产生状态也有很大影响。

对于该Cu的存在状态，本发明人等推测，SS痕的产生抑制效果受各种Cu的团簇当中的、特定的微细团簇(以Cu为主的微细团簇)的存在量、存在的有无的很大影响。但是，此种特定的Cu的团簇过于微细，应当无法利用通常的组织观察直接地确认其存在。可以推测，该Cu的团簇与所述专利文献2、3的Al-Mg系金属间化合物等相同，是纳米水平以下的微小的大小。所以，如果用作为通常的组织观察方法的SEM或TEM的分析方法，则无法特定该Cu的团簇。

有鉴于此，本发明人等研究了是否可以证实该新型的特定的Cu的团簇的存在。此外，利用可以进行小于100个的原子结构分析的、三维原子探针场离子显微镜，尝试了对含有Cu而且实施了特定条件的调质处理的Al-Mg系铝合金板的、原子数10个左右的原子的集合体(团簇)的分析。即，对于SS痕抑制性优劣不同的、含有Cu的Al-Mg系铝合金板，确认了相互的原子的集合体的存在形态(存在状态)的差异。

其结果是发现，可以确认本发明所规定的原子的集合体的存在，由于该含有Cu原子的特定的原子的集合体的存在状态，在其他的材料条件方面彼此没有差别，而Al-Mg系铝合金板之间的SS痕抑制的效果大大不同。即发现，本发明所规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和越大，则SS痕抑制效果越大。这里，所谓在其他的材料条件方面没有差别是指，SS痕抑制效果相互不同的板的、相互的成分组成即使是利用通常的TEM或SEM等组织观察、或者利用抽出残渣法或X射线衍射等分析，也当然地彼此没有差别。这样，就意味着只是本发明所规定的含有Cu原子的原子的集合体的存在状态相互不同。

像这样，在含有Cu的Al-Mg系铝合金板中，利用三维原子探针场离子显微镜测定出的、含有Cu原子的原子的集合体的存在状态表示出对SS痕抑制效果产生影响(相关)的组织状态(新型的团簇的存在状态)。

然而，即使本发明所规定的微细团簇(原子的集合体)作为最大的个数由100个的原子构成，然而其大小至多不过是

(埃)左右的微小的尺寸。对于此种Cu的微细团簇，即使是进行推测含有它的、抑制了SS痕的Al-Mg系铝合金板的组织观察，也无法观察。具体来说，即使是使用对于测定板组织中的微细团簇最有效的、10万倍的TEM(透过型电子显微镜)进行组织观察，也无法观察对SS痕抑制效果有效的、新型的特定的Cu的微细团簇。

另外，例如即使是为了测定添加元素的固溶量或析出物量而通用的抽出残渣法，也无法观察该新型的特定的Cu的微细团簇。抽出残渣法利用最小的网孔尺寸0.1μm的过滤器，可以判别是0.1μm以下的微细的尺寸的析出物、还是超过0.1μm的粗大的尺寸的析出物。但是，终究仍然无法判别本发明所规定的由小于100个的原子构成的原子的集合体。

这些事实意味着，对于上述SS痕产生的优劣相互不同的板，即使运用这些TEM或SEM等组织观察、或者抽出残渣法或X射线衍射等分析来进行，怎样也检测不出本发明所规定的原子的集合体的存在状态的差异。然而，这些事实相反也导出如下的推测，即，正是由于这些利用TEM或SEM也无法观察的、基本上与固溶状态没有大的差别的程度的微细Cu团簇的存在对SS痕抑制产生影响，从而完成了本发明。

(原子的集合体的定义)

首先，本发明中规定的所谓原子的集合体(团簇)，是作为此种利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体来说，满足包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体。

另外，本发明中规定的所述原子的集合体并不限于仅由Cu原子构成，除了该Cu原子以外，以非常高的概率含有Al原子。另外，除了该Cu原子以外，作为其他的元素，有时还特意地含有Si原子等。即，本发明中规定的所述原子的集合体只要是满足所述的Cu原子的规定，则也可以含有其他任何的原子。

此外，根据含有Cu的Al-Mg系铝合金的成分组成，作为合金元素或杂质含有的、Si、Fe、Mn、Cr、Zr、V、Ti或Zn等原子包含于原子的集合体中，从而必然产生将这些其他的原子利用3DAP分析计数在内的情况。但是，即使这些其他的原子(来源于合金元素或杂质)包含于原子的集合体中，与Cu原子的总数相比也是很少的水平。由此，即使是在集合体中含有此种其他的原子的情况下，满足与相邻的其他Cu原子的规定距离(间隔)、和满足其的Cu原子的个数的条件，也与作为本发明的原子的集合体仅由Cu原子构成的原子的集合体同样地发挥作用。

所以，即使在集合体中含有其他原子的情况下，只要在原子的集合体中，与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子有5个以上，则作为本发明的原子的集合体计数。此外，在不满足该条件的情况下，即使Cu原子之间邻近，也不能视为本发明的原子的集合体，不计数在内。

本发明的原子的集合体中的、原子之间的距离的规定如前所述，相对于特定的(成为基准的)Cu原子，既可以是相邻的其他全部原子的距离分别全都不在1.0nm以下，也可以相反，分别全都在1.0nm以下。换言之，也可以相邻有距离超过1.0nm的其他Cu原子、或Cu原子以外的其他原子，只要是在特定的(成为基准的)Cu原子的周围，满足该规定距离(间隔)的、其他的Cu原子最低有1个即可。此外，在满足该规定距离的相邻的其他Cu原子有1个的情况下，满足距离的条件的、应当计数的Cu原子的数包括特定的(成为基准的)Cu原子在内为2个。另外，在满足该规定距离的相邻的其他Cu原子有2个的情况下，满足距离的条件的、应当计数的Cu原子的数包括特定的(成为基准的)Cu原子在内为3个。

可以推测，以上说明的本发明的Cu原子的集合体如后所述，是因热轧板或冷轧板的固溶及淬火处理、和其后的低温下的长时间退火而生成的。

(原子的集合体的表面积)

本发明中，规定出含有Cu的相同组成的Al-Mg系铝合金板组织中的、基于所述的规定(定义)的含有Cu原子的特定的原子的集合体的表面积。

另外，本发明中，作为该含有Cu原子的原子的集合体的表面积，选择如下的该含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和，即，可以利用三维原子探针场离子显微镜本来具有的固有的软件，再现性或精度优良地、并且简便地测定及算出。此外，作为利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体，将包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体的表面积的总和作为用SS痕特性代表的冲压成形性的指标加以定量化。

虽然到底只不过是推测，然而含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和越大，则该原子的集合体的界面(整合界面)也就越大。由此，可以减少由该原子的集合体(团簇)与铝基质的界面(保持有整合性的)的、不整合(misfit)应变引起的应变能。其结果是，该原子的集合体的整合界面成为原子空孔的捕捉位，可以将该原子的集合体周围的原子空孔用所述原子的集合体封闭(捕捉)。

所以，本发明中，将基于所述规定的含有Cu原子的特定的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上。更具体来说，求出构成基于所述规定的含有Cu原子的特定的原子的集合体的Cu原子的旋转半径lg，将其换算为纪尼叶(Guinier)半径rG，将该纪尼叶半径rG作为将所述原子的集合体看成球时的半径而求出所述原子的集合体的各自的表面积，将对其进行加和而得的、所述原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上。该原子的集合体的表面积的总和的上限值没有特别限定，然而如果从制造上的极限等来设定，则估计为2×10⁷m²/m³左右。

原子空孔会促进由应力-应变曲线上的波纹引起的平行带的产生或传播，从而助长SS痕性的产生。所以，该原子空孔越是由所述原子的集合体封闭，就越可以抑制SS痕的产生或传播。该效果可以通过将所述原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上来有力地发挥。由此，可以使含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织不易产生波纹，抑制SS痕的产生或传播，从而抑制SS痕的产生。

本发明还可以防止SS痕中的、由屈服伸长率的产生造成的无规痕的产生。所以，也不需要为防止该无规痕的产生而采用以往的实施预应变(预加工)的对策。换言之，即使不实施以往的预应变(预加工)，也可以充分地抑制在应变量比较低的部位产生的无规痕和在应变量比较高的部位产生的平行带的、双方的拉伸应变痕(SS痕)的产生。

本发明即使是在作为汽车面板用坯料板、特别是外观十分重要的外面板中的表面性状的要求水平更加严格的情况下，不仅可以抑制由屈服伸长率引起的无规痕的产生，同时还可以抑制与应力-应变曲线上的波纹相关的平行带的产生。其结果是，可以大幅度提高汽车面板用坯料板的性能。

另一方面，如果所述原子的集合体的表面积的总和小于2.0×10⁵m²/m³，虽然当然也由原子的集合体的密度或个数而定，然而含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和会变小，从而不足以将周围的原子空孔充分地封闭。由此，使含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织不易产生波纹、抑制SS痕的产生或传播的效果变小，SS痕的抑制效果也会降低。

如前所述，本发明的Cu原子的集合体因板的固溶及淬火处理后的低温下的长时间退火而生成。但是，作为该原子的集合体的表面积的总和的控制，为了将本发明中规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上，如后所述，在室温时效处理后进行低温退火。即，在板的固溶及淬火处理之后，不是立即进行该低温退火，而是在至少24小时以上、优选48小时以上的室温时效处理后进行该低温退火。

(原子的集合体的表面积的总和的求法)

原子的集合体的表面积的总和如下计算，即，借助三维原子探针场离子显微镜的测定，利用下述数1的式子求出构成所述原子的集合体的Cu原子的旋转半径lg，利用

的关系将其换算为纪尼叶半径rG，将该换算了的纪尼叶半径rG作为将所述原子的集合体看成球时的半径，由该纪尼叶半径rG求出利用4πrG²计算的所述原子的集合体的各自的表面积并平均化，将该平均表面积与所述原子的集合体的平均密度相乘而计算。

由此，首先，利用下述数1的式子，将构成该原子的集合体的、所述Cu原子的旋转半径lg作为所述含有Cu原子的原子的集合体的大小(尺寸)求出。

[数1]

$l_g=\sqrt{\frac{\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\Σ}}}{(x_i-\stackrel{\‾}{x})}^2+{(y_i-\stackrel{\‾}{y})}^2+{(z_i-\stackrel{\‾}{z})}^2}{n}}$

在该数1的式子中，lg是利用三维原子探针场离子显微镜的固有的软件自动地算出的旋转半径。x、y、z是三维原子探针场离子显微镜的测定布置图中不变的x、y、z轴。xi、yi、zi是该x、y、z轴的长度，是构成所述原子的集合体的Cu原子的空间坐标。在“x”“y”“z”上分别安放“-”而得的“x-bar”等也是该x、y、z轴的长度，然而是所述原子的集合体的重心坐标。n是构成所述原子的集合体的Cu原子的数。

然后，将该Cu原子的旋转半径lg利用下述数2的式子、

的关系换算为纪尼叶半径rG。

[数2]

$r_G=\sqrt{\frac{5}{3}}\·l_g$

这些旋转半径lg和与之相关的纪尼叶半径rG是为了规定或定义金属组织中的微细的化合物分散粒子的大小(尺寸)而普遍使用的方法，本发明中也沿袭之。这里，将Cu原子的旋转半径lg换算为纪尼叶半径rG是因为，旋转半径lg一般来说与实际的尺寸相比通常较小，因此可以更为准确地测定所述含有Cu原子的原子的集合体的大小(尺寸)。

以上说明的原子的集合体的半径的算出式、从旋转半径lg到纪尼叶半径rG的测定及换算方法引用了M.K.Miller：Atom Probe Tomography，(Kluwer Academic/Plenum Publishers，New York，2000)，184页。顺便一提，原子的集合体的半径的算出式除此以外还记载于很多文献中。例如在《进行了离子照射的低合金钢的微观组织变化》(藤井克彦、福谷耕司、大久保忠胜、宝野和博等)的140页“(2)三维原子探针分析”中，有包括所述数1的式子、向纪尼叶半径rG的换算式的记载(但是将旋转半径lg的记号记载为rG)。

其次，由该换算了的纪尼叶半径rG求出所述原子的集合体的各自的表面积。即，将纪尼叶半径rG看作原子的集合体的平均半径，将该换算了的纪尼叶半径rG设为将所述原子的集合体看成球时的半径。此后，由该纪尼叶半径rG，求出利用A＝4πrG²计算的所述原子的集合体的各自的表面积A。

此外，将这些成为测定对象的各个原子的集合体的表面积A如下述数3的式子所示地加和(合计)，求出含有Cu的Al-Mg系铝合金板组织中的、所述含有Cu的特定的原子的集合体的、每测定单位体积的表面积的总和(m²/m³)。

[数3]

$A_{\mathrm{total}}=\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\Σ}}}A/V$

(三维原子探针场离子显微镜)

下面，对借助三维原子探针场离子显微镜的本发明所规定的原子的集合体的测定方法进行说明。本发明所规定的原子的集合体＝新型的微细Cu团簇可以仅使用公知的三维原子探针场离子显微镜(3DAP：3D AtomProbe Field Ion Microscope、以下也简记为3DAP)在现在时间点进行测定。该借助三维原子探针场离子显微镜的分析本身在《入门讲座、分析试验法编-13、原子探针场离子显微镜》(宝野和博)、《连载：头端纳米异金属组织解析法第15回、原子探针分析法、其一之场离子显微镜》(宝野和博)等很多文献中介绍过。此外，以往广泛应用于高密度化了的磁记录膜或电子器件的分析等中。另外，在钢材的领域中也用于组织分析。例如，在日本特开2006-29786号公报中被用于钢材中的炭含有微细析出物中所含元素的种类或量的分析。另外，在日本特开2007-254766号公报中也被用于钢材中的硫化物与Fe的界面的C量、N量的分析(原子/nm²)。

另外，在铜合金领域中，本申请人自己作为日本特开2009-263690号公报，提出过使用了该三维原子探针场离子显微镜的、基于用以提高Cu-Fe-P系铜合金板的耐热性的原子集合体的规定的指标。即，至少含有Fe原子或P原子的任意一种，将Fe原子与P原子彼此相邻的原子之间的距离为0.90nm以下的原子的集合体的平均密度规定为，Cu原子、Fe原子和P原子的合计个数为15个以上、且小于100个。

(3DAP的测定原理和测定方法)

3DAP是在场离子显微镜(FIM)中安装飞行时间型质量分析器而成的装置。利用此种结构，是可以利用场离子显微镜观察金属表面的各个原子、利用飞行时间质量分析鉴定这些原子的局部分析装置。另外，3DAP由于可以同时地分析从试样中放出的原子的种类和位置，因此是在原子的集合体的结构解析上非常有效的设备。由此，作为公知技术，如前所述，被用于磁记录膜或电子器件或者钢材的组织分析等中。

该3DAP中，利用了被称作电场蒸发的高电场下的试样原子本身的离子化现象。当对试样施加为了将试样原子电场蒸发而必需的高电压时，原子就会从试样表面离子化，其穿越探测孔而到达检测器。该检测器是位置敏感型检测器，不仅可以进行各个离子的质量分析(作为原子种的元素的鉴定)，通过测定各个离子的到达检测器前的飞行时间，还可以同时确定其被检出的位置(原子结构位置)。所以，由于3DAP可以同时地测定试样头端的原子的位置及原子种，因此具有能够将试样头端的原子结构三维地再构成、并观察的特长。另外，由于电场蒸发是从试样的头端面起依次发生，因此能够以原子水平的分辨率来研究从试样头端开始的原子的深度方向分布。

由于该3DAP利用高电场，因此所分析的试样需要金属等导电性高的材料，而且试样的形状一般来说需要制成头端直径为100nmφ左右或者在其以下的极细的针状。由此，从含有Cu的Al-Mg系铝合金板的板厚中央部等采集试样，用精密切削装置切削及电解研磨该试样，制作具有分析用的极细的针状头端部的试样。作为测定方法，例如使用Imago ScientificInstruments公司制的“LEAP3000”，对该将头端制成针状的铝合金板试样施加1kV量级的高脉冲电压，从试样头端将数百万个的原子持续地离子化而进行。离子由位置敏感型检测器检出，被施加脉冲电压，根据各个离子从试样头端中飞出后到达检测器前的飞行时间，进行离子的质量分析(作为原子种的元素的鉴定)。

此外，利用电场蒸发从试样的头端面起依次规则地发生的性质，对表示离子的到达场所的二维地图恰当地赋予深度方向的坐标，使用解析软件“IVAS”，进行三维制图(三维下的原子结构：原子地图的构筑)。这样，就得到试样头端的三维原子地图。

对该三维原子地图，再使用作为定义属于析出物或团簇的原子的方法的Maximum Separation Method，进行原子的集合体(团簇)的解析。在该解析时，将Cu原子的数、彼此相邻的Cu原子之间的距离(间隔)、以及具有所述特定的狭窄的间隔(1.0nm以下)的Cu原子的数作为参数提供。此外，将满足包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体定义为本发明的原子的集合体。然后再评价符合该定义的原子的集合体的分散状态，通过使测定试样数为3个以上而将原子的集合体的每测定单位体积的表面积加以平均化。

(借助3DAP的原子的检出效率)

但是，对于这些借助3DAP的原子的检出效率，在现在的阶段极限是离子化了的原子中的50％左右，剩下的原子无法检出。如果该借助3DAP的原子的检出效率在将来发生提高等大幅度变动，则本发明所规定的原子的集合体的表面积的借助3DAP的测定结果有可能变动。所以，为了使该原子的集合体的表面积的测定具有再现性，优选将借助3DAP的原子的检出效率大致恒定为约50％。

(化学成分组成)

本发明铝合金板的化学成分组成设为基本上相当于作为Al-Mg系合金的JIS 5000系的铝合金。而且，各元素的含量的％表示全都是质量％的意味。

本发明特别是作为汽车面板用坯料板来说，需要满足冲压成形性、强度、可焊性、耐腐蚀性等各种特性。由此，本发明合金板在5000系铝合金当中，采用以质量％计含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下、余部由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg系铝合金板。而且，元素含量全都是质量％。

此外，由于作为杂质元素的Zn如前所述，是产生室温下的经时硬化而使弯曲性或冲压成形性降低的原因，因此尽可能不含有。另外，假使含有，也要限制为以质量％计小于1.0％、优选为0.6％以下、更优选为0.1％以下。

Mg：2.0～6.0％

Mg提高加工硬化能，确保作为汽车面板用坯料板的必需的强度、耐久性。另外，使材料均匀地塑性变形而提高断裂极限，提高成形性。如果Mg的含量小于0.5％，则强度或耐久性就会不足。另一方面，如果Mg的含量超过7.0％，则板的制造就会变得困难，而且在冲压成形时，反而容易产生晶界破坏，冲压成形性明显地降低。所以，将Mg的含量设为2.0～6.0％、优选为2.4～5.7％的范围。

Cu：超过0.3％且为2.0％以下

Cu形成所述的以Cu为主体的原子的集合体(微细团簇)，与Zn不同，不会使板发生室温经时硬化，可以推测，能够抑制冲压成形时的SS痕的产生。在Cu为0.3％以下这样过少的情况下，以Cu为主体的团簇的生成量就会不足，从而使冲压成形时的SS痕的产生抑制效果发挥得不够充分。另一方面，如果Cu的含量超过2.0质量％，则粗大的结晶物或析出物的生成量就会增多，容易成为断裂的起点，反而会降低冲压成形性。将Cu的含量设为超过0.3％而为2.0％以下的范围内，优选为0.5～1.5％的范围内。

Cu/Mg：0.05～1

这里，为了发挥Cu的所述添加效果，优选将Cu相对于Mg的含量的比：Cu/Mg设为0.05～1。该比的上限值和下限值是根据彼此的所述含量的、上限值与下限值之间或者优选的上限值与下限值之间的比算出的，优选设为0.08～0.8的范围。

其他的元素

其他的元素可以例示出Fe、Si、Mn、Cr、Zr、Ti等。这些元素是相对于熔化原料来说铝合金碎屑量(相对于铝原料金属的比例)越是增加则含量越多的杂质元素。即，从Al合金板的回收利用的观点考虑，作为熔化原料，不仅是高纯度铝原料金属，在将5000系合金或其他的Al合金碎屑材料、低纯度Al原料金属等作为熔化原料使用的情况下，这些元素的混入量(含量)必然增多。由于将这些元素勉强降低到例如检出极限以下等会提升制造成本，因此需要容许含有与5000系铝合金的通常的标准(上限量)相同的程度(上限值的规定)。

从这一点考虑，容许所述铝合金板以质量％计，还含有选自Fe：0.5％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、Cr：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Ti：0.05％以下之中的一种或两种以上。另外，容许在小于Ti的含量的范围中含有容易附随着Ti混入的B(硼)。

(制造方法)

对于本发明的板的制造方法，具体说明如下。

本发明中，直到固溶处理前的轧制工序，可以利用5182、5082、5083、5056等的含有4.5％左右的Mg的成形用Al-Mg系合金的通常的制造工序的制造方法来制造。即，经过铸造(DC铸造法或连续铸造法)、均匀化热处理、热轧的通常的各制造工序来制造，形成板厚为1.5～5.0mm的铝合金热轧板。既可以在该阶段中形成产品板，另外也可以在冷轧前或者冷轧的中途选择性地进行1次或2次以上的中间退火的同时再进行冷轧而形成板厚为1.5mm以下的冷轧板的产品板。

固溶处理(最终退火)

为了形成具有本发明的组织的板，针对如上所述得到的所需的板厚的这些热轧板或者冷轧板，首先进行伴随着急速加热或急速冷却的固溶·淬火处理。此种进行了固溶·淬火处理的材料，即所谓的T4处理(调质处理)材料与伴随着比较和缓的加热或冷却的间歇退火材料相比，在强度与成形性的平衡方面优异。另外，在接在固溶处理之后的淬火处理时导入原子空孔。

这里，固溶处理温度的恰当值虽然要根据具体的合金组成而异，然而需要设为450℃以上570℃以下的范围内。另外，该固溶处理温度下的保持需要设为180秒(3分钟)以内。如果固溶处理温度小于450℃，则合金元素的固溶不够充分，从而有可能使强度·延展性等降低。另一方面，如果固溶处理温度超过570℃，则晶粒过度地粗大化，而使成形性的降低或表面的橘皮面成为问题。另外，如果溶体化处理温度下的保持时间超过180秒，则会产生由晶粒的过度的粗大化造成的相同问题。

淬火处理

该固溶处理后的淬火处理时需要将板的温度从固溶温度开始以20℃/秒以上的冷却速度冷却到后续的低温退火温度。如果冷却速度小于20℃/秒，则会在冷却中生成粗大的析出物，即使其后施加低温退火而形成最终板，原子的集合体(微细团簇)的生成量也会不足而产生SS痕。这些伴随着急速加热或急速冷却的固溶·淬火处理也可以使用连续退火作业线(CAL)中的强制空冷或喷雾、水冷等强制冷却等连续地进行。另外，也可以在加热中使用盐浴等、在冷却中使用水淬火、油淬火、强制空冷等以间歇式来进行。这里，在实施了使用CAL的固溶处理·淬火的情况下，室温～固溶处理温度的一般的加热及冷却的速度都是5～100℃/秒左右。

低温退火

接在该淬火处理(急冷)之后，进行在50℃以上100℃以下的范围中保持24小时以上的低温退火。该低温退火作为本发明的板来说，在形成包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体、将本发明中规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上这一点上十分重要。

但是，在该淬火处理的后，不是立即、或者连续地进行该低温退火，而是进行至少24小时以上、优选为48小时以上的室温时效处理。此后，在该长时间室温时效处理之后(经过室温时效时间后)，进行该低温退火。该所谓室温时效时间是所述淬火处理终了(完了)后、低温退火的加热开始前的时间(经过或者所需时间)。

在接在淬火处理(急冷)之后进行低温退火的情况下，虽然从生产性的观点考虑，在淬火处理后尽可能提早地实施是惯例，然而在本发明中，在淬火处理后，使之充分地室温时效(进行室温时效处理)，促进其后的低温退火中的原子的集合体的生成和成长，增大其表面积。其结果是，可以实现所述原子的集合体的表面积的总和的控制，即，将本发明中规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上。

顺便一提，为了进行该室温时效处理，所述淬火处理需要将板的温度从固溶温度开始以所述20℃/秒以上的冷却速度冷却到室温。如果不是将该淬火处理中的冷却进行到板的温度达到室温，而是由于连续地进行所述低温退火等而在50℃以上100℃以下的范围时停止冷却，则所述室温时效就不够充分，虽然当然也要根据铝合金组成而定，然而有可能无法将本发明中规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上。

该低温退火中的50～100℃的温度与通常的更高温的时效析出温度相比是明显更低的温度。这是因为，较低的退火温度一方会使固溶淬火处理后的过饱和固溶度变大，因此可以稳定地形成超微细的团簇。如果该低温退火温度超过100℃而过高，则由于粗大的Mg-Cu系析出物以低密度分散，因此用于获得包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体的所述表面积的总和的个数或者密度就会不足。另外，在晶界等中产生含有Mg或Cu其他的合金添加元素的第二相粒子的粗大化而导致延展性、成形性或者耐腐蚀性的降低。

这里，用于获得本发明中规定的原子的集合体的所述表面积的总和的、优选的平均密度为1.0×10⁴个/μm³以上左右。该原子的集合体的平均密度的上限值没有特别限定，然而从制造上的极限等考虑，估计为1×10⁶个/μm³左右。

另外，如果该低温退火温度小于50℃、或例如即使在恰当的50～100℃的温度范围而保持时间小于24小时，则原子的扩散就不够充分。由此，在任意一种情况下，超微细的团簇的形成量都不够充分，低温退火的效果不足。

而且，在所述固溶处理及淬火处理后，为了控制板的形状或除去残留应力，也可以进行表皮光轧、或进行张力平整机平整。

利用此种固溶处理及淬火处理和室温时效后的低温退火的特殊的组合，可以将含有Cu的Al-Mg系铝合金板的组织设为含有本发明中规定的原子的集合体的组织。这样，就可以提高含有Cu的Al-Mg系铝合金板的极限应变量增大效果，抑制应力-应变曲线上的波纹，抑制由其引起的平行带，从而抑制拉伸应变痕的产生。另外，还可以防止SS痕中的由屈服伸长率的产生造成的无规痕的产生。

下面，举出实施例对本发明进行更具体的说明，然而本发明根本不受下述实施例限制，也可以在能够适合前述、后述的宗旨的范围中适当地加以变更而实施，它们都包含于本发明的技术的范围中。

[实施例]

下面，对本发明的实施例进行说明。制造表1所示的发明例、比较例的各组成的Al-Mg系合金板，在表2(表1的后续)所示的条件下进行调质处理、制造后，分别测定、评价该调质处理后的板的组织、机械的特性。将这些结果也表示于表2中。而且，表1中的元素含量的“-”表述表示该元素的含量为检测极限以下。

热轧板或冷轧板的各制造方法(条件)在各例中都是在相同的共用条件下进行。即，将利用叠箱铸型铸造而铸造的50mm厚的铸锭在480℃进行8小时的均匀化热处理，其后在400℃下开始热轧。板厚设为3.5mm的热轧板。在将该热轧板冷轧到1.35mm的板厚后，在硝石炉中以400℃进行10秒的中间退火，再进行冷轧而形成1.0mm厚的冷轧板。

将这些冷轧板在表2所示的各种条件下进行固溶处理及直到室温的淬火处理，其后，在对从室温下的淬火停止时到低温退火的加热开始时的室温时效处理时间进行各种改变后，同样地对条件进行各种改变地进行低温退火处理。而且，各例都共同地没有进行固溶处理及淬火处理后的、作为赋予预应变的冷加工的表皮光轧等。

从这些低温退火处理后的板中切出试验片(1mm厚)，在没有室温时效的影响的(可以忽视的)、低温退火处理后(从制作出最终板起)24小时以内，分别测定、评价该试验片(调质处理后不久的板)的3DAP测定、组织、机械的特性。

(借助3DAP的组织测定)

利用使用了三维原子探针场离子显微镜和分析解析软件的测定方法(在第7页最后1段～第9页第2段中详述的测定方法)，测定出本发明中规定的所述含有Cu原子的特定的原子的集合体的、每测定单位体积的表面积的总和(m²/m³)。

(机械的特性)

作为所述板的机械的特性的调查，进行了拉伸试验，分别测定了拉伸强度、伸长率。试验条件是采集相对于轧制方向成直角方向的JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，进行了拉伸试验。拉伸试验基于JISZ2241(1980)(金属材料拉伸试验方法)，在室温20℃下进行试验。此时，将十字头速度设为5mm/分钟，以恒定的速度进行到试验片断裂为止。

(室温下的经时变化后的板的特性)

另外，为了评价在室温下保持后的经时变化(室温经时硬化的影响)，从所述调质处理(制造)起1个月期间、将上述各试验片在室温下保持后，在相同的条件下进行拉伸试验，求出刚刚进行所述调质处理(制造)后的、拉伸强度的增加量(室温经时硬化量)。该室温经时硬化量越少越好，然而作为目标，优选每1个月的拉伸强度的增加量为10MPa以下。

(SS痕产生评价)

同样地，为了评价经过1个月的所述室温保持后的板的作为冲压成形性的SS痕产生，调查了所述室温保持1个月后的拉伸试验时的、屈服伸长率(％)和所述应力-应变曲线上的产生锯齿状的波纹的应变量(临界应变量：％)。顺便一提，本实施例中，虽然没有实际地(直接地)确认到进行冲压成形的、板的SS痕(SS痕产生)，然而该波纹产生的临界应变量与实际的冲压成形时的SS痕的产生状态非常密切地相关。像这样，作为表示SS痕的产生状态等、铝合金板的成形性的指标，所述铝合金板的応力-应变曲线上产生波纹的临界应变优选为8％以上。该临界应变量εc(极限应变量)的上限没有特别限定，然而从制造上的极限等考虑，估计为20％左右。

(冲压成形性评价)

作为在外面板中成为问题的胀形性的评价，进行了胀形试验。胀形试验是在制作最终板起1个月后，使用直径101.6mm的圆头胀形冲头，对长180mm、宽110mm的试验片涂布作为润滑剂的SUGIMURA化学(株)制防锈清洗油R-303P，以4mm/s的成形速度、200kN的防皱载荷、20mm的冲程进行胀形试验，目视观察了裂纹的产生状态。此后，将完全没有产生冲压成形时的裂纹的评价为○，将在一部分中产生裂纹的评价为×。

如表1所示，发明例1～8含有Cu，不含有或限制了Zn，满足本发明的Al-Mg系铝合金组成规定。另外，如表2所示，在所述的溶体化处理·淬火处理和低温退火的特殊的组合的、优选的制造条件下制造。其结果是，可以将含有Cu的Al-Mg系铝合金板的组织制成本发明中规定的原子的集合体。

即，发明例1～8作为利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体，可以使包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个为1.0nm以下的Cu原子的原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和为2.0×10⁵m²/m³以上。顺便一提，这些发明例1～8的本发明中规定的原子的集合体的平均密度是1.2×10⁴个/μm³～60×10⁴个/μm³的范围。

这样，各发明例的所述调质处理(制造)之后不久的拉伸强度的增加量(室温经时硬化量)小，包括SS痕特性在内的冲压成形性优异。即，铝合金板的应力-应变曲线上产生波纹的临界应变为8％以上，高的为10％以上，在所述胀形试验中也没有产生裂纹。而且，可以不用降低JIS5052合金或JIS5182合金等5000系铝合金板所具有的拉伸强度或伸长率等优异的机械特性水平、不用进行室温经时硬化地，实现这些优异的SS痕特性。

但是，虽然是容许量，然而含有0.6％这样比较多的Zn的发明例8与0.03％、0.02％这样很少的含量的发明例3、4、或不含有Zn的其他发明例相比，虽然是容许范围，然而室温经时硬化量变大。

另一方面，比较例9～13虽然是与发明例1相同的合金组成，然而如表2所示，调质处理条件分别脱离优选的范围。

比较例9的固溶处理温度过低。

比较例10的淬火处理中的急冷的冷却速度过低。

比较例11的低温退火温度过高。

比较例12的低温退火温度过低。

比较例13的低温退火中的保持时间过短。

其结果是，比较例9～13的本发明中规定的含有Cu原子的所述特定的原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和不足，小于2.0×10⁵m²/m³。由此，虽然强度或伸长率等机械的特性与发明例没有大的差别，然而铝合金板的应力-应变曲线上产生波纹的临界应变很低，小于8％，SS痕特性与发明例相比明显降低。即，是容易引起所述波纹的组织。

比较例14～17如表1、2所示，虽然调质处理条件是优选的范围，然而合金组成脱离发明范围。比较例14不含有Cu，比较例15的Mg含量过多。比较例16的Cu含量过少。比较例17的Zn含量过多。

其结果是，无法发挥Cu的效果，比较例14、16尽管是在固溶处理·淬火处理与室温时效、低温退火的组合的优选的条件下制造，然而本发明中规定的含有Cu原子的所述特定的原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和不足，小于2.0×10⁵m²/m³。由此，虽然室温经时硬化量少，然而强度也很低，铝合金板的应力-应变曲线上产生波纹的临界应变很低，小于8％，SS痕特性与发明例相比明显降低。即，是容易引起所述波纹的组织。

比较例15也是虽然室温经时硬化量少，然而强度过高，伸长率低，在冲压成形时产生裂纹，冲压成形性比发明例低。

比较例17由于Zn过多，因此室温经时硬化量超过容许范围地变大，在冲压成形时产生裂纹，冲压成形性比发明例低。

此外，如果进行发明例1、2、5、6、7、8的比较，即表2中的Cu含量是相同程度的发明例之间的比较，则室温时效处理时间为24小时这样比较短的发明例7与室温时效处理时间为48小时这样接近一倍长的发明例1、2、5、8相比，本发明中规定的含有Cu原子的所述特定的原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和变小。该事实证实，如果所述室温时效(时间)不够充分，则虽然也要根据铝合金组成而定，然而有可能无法将本发明中规定的含有Cu原子的原子的集合体的表面积的总和设为2.0×10⁵m²/m³以上。即，显示出用于满足本发明中规定的含有Cu原子的所述特定的原子的集合体的每测定单位体积的表面积的总和(用于增大尺寸)的、所述室温时效的重要性。

由以上的实施例可以证实本发明各要件或者优选的制造条件等在用于兼具SS痕特性或冲压成形性或者机械的特性等上的临界的意义。

[表1]

[工业上的可利用性]

如上说明所示，根据本发明，可以不会产生由室温下的经时硬化造成的弯曲性的降低等新的问题地提供如下的Al-Mg系铝合金板，即，不仅可以抑制所述由屈服伸长率引起的无规痕的产生，同时还可以抑制平行带的产生，抑制SS痕产生，提高制成汽车面板的冲压成形性。其结果是，拓宽了将板冲压成形而使用的、在所述的汽车等众多用途中的Al-Mg系铝合金板的应用。

Claims (4)

1.一种铝合金板，其是以质量％计，含有Mg：2.0～6.0％、Cu：超过0.3％且为2.0％以下、余部由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg系铝合金板，其特征在于，

在利用三维原子探针场离子显微镜测定出的原子的集合体中，包含5个以上的与相邻的其他Cu原子的距离中的至少1个距离在1.0nm以下的Cu原子的原子集合体的每测定单位体积的表面积的总和为2.0×10⁵m²/m³以上。

2.根据权利要求1所述的铝合金板，其中，

所述铝合金板以质量％计，还含有选自Fe：0.5％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以下、Cr：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Ti：0.05％以下中的一种或两种以上。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金板，其中，

所述铝合金板以质量％计，还含有Zn：1.0％以下。

4.根据权利要求1或2所述的铝合金板，其中，

作为表示所述铝合金板的成形性的指标，所述铝合金板的应力-应变曲线上产生波纹的临界应变为8％以上。