JP2000226629A - 表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 リジングマークの発生しないＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金板を得る。 【解決手段】 Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
〜１．６％を含有し、圧延方向に伸張したマクロ組織を
有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板におい
て、圧延直角方向に測定したマクロ組織のサイズが板表
面部で０．５ｍｍ以下、板厚１／４部位で１．５ｍｍ以
下、板中心部で２．５ｍｍ以下であり、該マクロ組織が
等軸状の再結晶粒で構成されたアルミニウム合金板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、屋根、インテリ
ア、カーテンウオール等の建材、器物、電気部品、光学
機器、自動車、鉄道車両及び航空機等の輸送機器、一般
機械部品等の用途に適する、成形加工後の表面性状に優
れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
に関する。

【０００２】

【従来の技術】６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アル
ミニウム合金板は、耐食性及び常温での成形加工性が比
較的優れ、人工時効処理により高強度が得られることか
ら、成形性あるいは軽量化、薄肉化が要求される用途に
適している。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、通常、均質
化処理後、熱間圧延し、続いて必要に応じて中間焼鈍し
た後、冷間圧延を施して所定厚の板材とし、これに溶体
化焼入れを施し、さらにその後必要に応じてスキンパ
ス、ストレッチ等を施して製造される。

【０００３】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に対し成形加工
を行ったとき、特開平７−２２８９５６号公報又は特開
平８−２３２０５２号公報に記載されているように、板
表面にリジングマークと呼ばれる表面荒れが発生するこ
とが問題となっている。リジングマークとは成形加工し
たとき板表面に新たに生じる圧延方向に対して平行な筋
状の凹凸であり、特に圧延方向に対して９０゜方向への
加工度が大きいとき、例えば引張加工、絞り加工、しご
き加工を行った場合、顕著に生じる。このリジングマー
クが発生すると、表面が極めて美麗であることが要求さ
れるインテリア、カメラケース、自動車用外板パネル等
の用途には外観不良として使用できず、また、リジング
マークは塗装を行った場合特に目立つようになるため、
成形加工後気付かれないまま塗装工程に進み、塗装後に
初めて認識されることもある。つまり製品になって初め
て現れることがあるという困った特性を持っている。

【０００４】前記特開平７−２２８９５６号公報及び特
開平８−２３２０５２号公報は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板材についてリジングマークの発生を防止する方法に
関し、前者が、均質化処理後３５０〜４５０℃の温度ま
で冷却して熱間圧延を開始し、２００〜３００℃の温度
で熱間圧延を終了し、必要に応じて中間焼鈍を行った
後、冷間圧延、溶体化焼入れを施すというもの、後者
が、均質化処理後４５０℃以下の温度まで冷却して熱間
圧延を開始し、２００〜３５０℃の温度で熱間圧延を終
了し、必要に応じて３５０〜４２０℃の中間焼鈍を行っ
た後、冷間圧延、溶体化焼入れ、さらに最終加熱処理を
施すというものであり、いずれも熱間圧延温度を低めに
設定し、同時にその他の各工程の処理条件も厳密に制御
し、微細かつ結晶学的方位がランダムな結晶粒を生じさ
せることにより、リジングマークの発生を防止しようと
いうものである。

【０００５】しかし、特開平７−２２８９５６号公報で
はリジングマークが発生しなかったとされるプレス加工
の変形量の開示がなく、特開平８−２３２０５２号公報
ではプレス加工のシミュレーションとして高々２％の引
張変形が行われたに過ぎない（つまり、高々２％の引張
変形に相当する成形加工により発生するリジングマーク
を防止することが意図されているに過ぎない）。しか
も、これらの先行技術はリジングマークが発生しない板
材自体の構成を解明したものではないため、当該方法に
従って製造した板材が確かにリジングマークが発生しな
いかどうかは、実際にこの板材をプレス成形するまで
（あるいはさらに塗装して製品にするまで）分からない
という問題が残っている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】一方、地球環境問題の
高まりの中で、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金に
おいても製造工程簡略化による省エネルギー化が検討さ
れている。具体的には荒鈍と呼ばれる熱間圧延後の中間
焼鈍の省略であるが、中間焼鈍を省略することでリジン
グマークが発生しやすく、成形後の板表面性状が劣化す
るという問題があった。本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系アルミニウム合金の中間焼鈍省略材について、リジ
ングマークの発生を防止する方法を検討する過程で、熱
間圧延終了温度を比較的高温度に設定したとき、リジン
グマークを防止できることを見いだした。また、そのよ
うにして製造されたリジングマークが発生しない板材が
特定の内部組織状態を示すことを見いだし、さらに、Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金がこの組織状態を示
すとき、上記の中間焼鈍省略材に限らず、中間焼鈍材
（中間焼鈍を省略しなかったもの）、熱間圧延材（熱間
圧延まま材）、焼鈍材（Ｏ材）、時効処理材（Ｔ５、Ｔ
６材）等でもリジングマークの発生を防止できることを
見いだし、本発明を完成した。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明に係る表面性状に
優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
板は、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２〜１．６
％を含有し、圧延方向に伸張したマクロ組織を有するＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、板厚１
／４部位で測定したマクロ組織のサイズが、長さ（圧延
方向）３ｍｍ未満、幅（圧延直角方向）０．６ｍｍ未満
であり、マクロ組織同士の間隔（圧延直角方向）が０．
６ｍｍ以上であり、該マクロ組織が等軸状の再結晶粒で
構成されていることを特徴とする。この発明において、
マクロ組織のサイズが板中心部より板表面部で小さく、
間隔が板中心部より板表面部で大きくなっていることが
望ましい。また、板厚１／４部位で測定した値を用いる
代わりに、板厚表面部位又は板中心部位で測定した値を
用いることもできる。この場合、板表面部位で長さ２ｍ
ｍ未満、幅０．２ｍｍ未満、間隔１．０ｍｍ以上、板中
心部位で長さ１０ｍｍ未満、幅１ｍｍ未満、間隔０．４
ｍｍ以上である。特に板表面部位、板厚１／４部位及び
板中心部位の全てにおいて上記のサイズ及び間隔を満足
するマクロ組織であることが望ましい。

【０００８】ここで、マクロ組織とは、表面を研磨した
後、電気化学的あるいは化学的にエッチングすることに
より、通常、肉眼又は１０倍以下程度の拡大で容易に観
察できる組織である。各マクロ組織は互いに方位差が小
さい等軸状の再結晶粒（ミクロ粒）の集団からなり、特
に本発明で課題とするリジングマークに関する場合に
は、これら等軸状の再結晶粒はキューブ方位あるいはキ
ューブ方位に近い方位を有する。各マクロ組織は、熱間
圧延及び／又は冷間圧延後は、さらには溶体化処理後に
おいて圧延方向に伸長した形状を有する。また、本発明
で等軸状の再結晶粒とは、板面に平行な面及び圧延方向
に垂直な面の両方において、観察される再結晶粒の平均
アスペクト比が１〜３の範囲内にあることを意味する。
具体的にいえば、次のようになる。 １≦ｄL／ｄLT≦３ １≦ｄL／ｄST≦３ ｄL ；板の長さ方向に測定した粒径 ｄLT；板の幅方向に測定した粒径 ｄST；板厚方向に測定した粒径

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
合金板は、例えば、均質化処理後、熱間圧延し、続いて
必要に応じて中間焼鈍を施した後、冷間圧延して所定厚
の板材とした後、これに溶体化焼入れを施して製造され
るが、特に中間焼鈍を省略する場合には、熱間圧延終了
温度を高めに設定し、再結晶させる必要がある。この場
合、再結晶粒形状は、等軸状とすることが望ましい。熱
延方向に伸長した熱間ファイバーあるいは伸長状の再結
晶粒が残存すると、これらの組織は溶体化処理及び焼入
れ後、あるいは冷間圧延、溶体化処理及び焼入れ後にお
いて、圧延方向に伸長したマクロ組織となる。しかし、
等軸状の再結晶粒が得られる状態で熱間圧延を終了させ
ることにより溶体化処理及び焼入れ後、あるいは冷間圧
延、溶体化処理及び焼入れ後において、板表層部位から
中心部位でのマクロ組織の形状は、長さ（圧延方向）及
び幅（圧延直角方向）が小さくなり、かつ間隔（圧延直
角方向）が広くなり、板厚１／４部位において、長さ３
ｍｍ未満、幅０．６ｍｍ未満、間隔０．６ｍｍ以上とな
り、製品板成形時に発生するリジングマークを防止する
ことができるようになる。板厚１／４部位を選択したの
は、その板の平均的なマクロ組織サイズ及び間隔が得ら
れると考えたためであるが、板表面部位又は板中心部位
で測定した値を用いても、ほぼ同等の結果を得ることが
できる。

【００１０】このマクロ組織は、圧延方向に対しほぼ平
行に伸長した島状模様又は筋模様として観察される（観
察の具体的方法は後述）。図１のＮｏ．４は後述する表
１のＮｏ．４のマクロ組織（板厚１／４部位）を示す金
属組織写真であり、マクロ組織は伸長した島状模様とし
て観察され（暗く写っている部分、写真の横及び下の線
分はマクロ組織の長さ及び幅を示す）、マクロ組織の内
外にミクロ結晶粒が観察される。また、図１のＮｏ．５
は後述する表１のＮｏ．５のマクロ組織（板厚１／４部
位）を示す金属組織写真であり、マクロ組織は長さが大
きいため筋模様として観察され（写真の横の線分はマク
ロ組織の幅を示す）、マクロ組織の内外にミクロ組織が
観察される。圧延方向に伸張したマクロ組織を有するア
ルミニウム合金板が、特に圧延直角方向に大きい変形を
受けると、各マクロ組織はあたかも単結晶粒のごとく変
形し、周囲の組織に比べて大きな滑り変形を生じる。こ
のため、成形加工後の板表面にはリジングマークと称さ
れる圧延方向に凹凸状の段差が生じるものと考えられ
る。従って、マクロ組織が小さければ滑り変形は小さく
なり、かつ間隔が広くなるため、リジングマークの発生
を防止することができる。

【００１１】一方、板材を高い温度で熱間圧延した場
合、冷間圧延率が低い場合、溶体化温度が高すぎる場合
等で再結晶粒は粗大化する傾向にある。粗大な再結晶粒
ができると成形加工により板材表面にオレンジピールが
生じやすいため、再結晶粒の粒径は板表面部において４
５μｍ以下になるようにするのが望ましい。そのために
は、例えば冷間圧延の冷延率を高めに設定し、続く溶体
化処理時の加熱速度を速くして微細な再結晶粒が得られ
るようにするのがよい。以上により、成形加工時にリジ
ングマークさらにはオレンジピール等が改善さらには防
止でき、表面性状に優れる成形加工用板材を提供するこ
とができる。

【００１２】次に、上記の金属学的組織を得るための好
ましい製造条件について説明する。 熱間圧延：粗熱間圧延及び仕上げ熱間圧延を通じて、圧
延開始温度を均熱温度以下（例えば４７０〜５４０
℃）、圧延終了温度を３５０〜４５０℃と高めに設定
し、ロール通板速度は大きい方がよい。これにより、熱
間圧延終了時に熱延方向に伸長した熱間ファイバーある
いは伸長状の再結晶粒ではなく、等軸状の再結晶粒が得
られ、最終製品板において、当該材の板表面部位〜板中
心部位のマクロ組織を前記の形態（サイズ及び間隔）に
することが可能となる。熱間圧延終了温度は高い方が望
ましい。熱間圧延終了温度が３５０℃よりも低いと、熱
間圧延終了時に熱延方向に伸長した熱間ファイバーある
いは伸長状の再結晶粒が残存するため、最終製品板での
マクロ組織は大きくなりかつ間隔が狭くなるため、上記
のマクロ組織の形態を得ることができなくなる。また、
熱間圧延終了温度が４５０℃を超えると、粗大な再結晶
粒が熱間圧延終了時に生じてしまい、最終製品でのオレ
ンジピールの原因となる。なお、熱間圧延後に中間焼鈍
を最終溶体化処理前に行う場合には、最終製品で十分に
微細な再結晶粒が得られるため、熱間圧延終了温度は４
５０℃を超えても問題はない。

【００１３】中間焼鈍：上記の形態のマクロ組織を安定
的に得るために、熱間圧延終了後に中間焼鈍を行っても
よい。代表的な中間焼鈍条件は、保持条件：５００〜５
８０℃で１０秒〜１０分、加熱速度：３０℃／分〜１０
００℃／秒、冷却速度：５０℃まで１０℃／分以上であ
る。加熱には、バッチ炉の他に加熱速度を大きくするた
め、硝石炉、連続焼鈍炉、誘導加熱炉等を用いてもよ
い。 冷間圧延：最終製品板（最終溶体化処理及び焼入れ後）
の再結晶粒の粒径を４５μｍ以下とするため、冷間圧延
率は５０％以上が望ましい。なお、上記の中間焼鈍を行
った場合には、固溶度が高く、また室温時効が進み、冷
間圧延での加工硬化度が高くなるため、冷延率は３０％
以上で十分である。 溶体化処理及び焼入れ：好ましい溶体化処理条件は、４
００℃までの加熱速度は３０℃／分以上、４００〜５３
０℃を１０℃／分以上、保持条件：５００〜５８０℃×
１０秒〜１０分である。ミクロ組織は微細な等軸状の再
結晶粒となる。また個々のマクロ組織も細かくなる。加
熱には加熱速度を大きくするため、硝石炉、連続焼鈍
炉、誘導加熱炉等を用いてもよい。焼入れは保持温度か
ら３０℃までを３０℃／分以上の冷却速度で行うか、保
持温度から７０〜１４０℃の温度に３０℃／分以上の冷
却速度で行い、そのまま７０〜１４０℃の温度で０．５
〜４８時間の間保持してもよい。

【００１４】一方、成分組成の面でいえば、本発明は、
Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含
有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合
金のほか、必要に応じて、さらにＺｎ：０．００５〜
１．０％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．０
０１〜０．１％、Ｂ：１〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．
１〜１００ｐｐｍ、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．
３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下
のうちから１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５
％、のいずれか又はこれらを組み合わせて含有するアル
ミニウム合金など、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：
０．２〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金全てに適用し得る。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
の組成を上記のように規定した理由は下記のとおりであ
る。

【００１５】Ｍｇ：ＭｇはＳｉとともに強度を付与する
元素であるが、０．２％未満では人工時効で十分な強度
が得られず、一方、１．６％を越えると成形性が低下す
る。従って、Ｍｇ含有量は０．２〜１．６％の範囲とす
る。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、０．２％未満では人工時効で十分な強度が得られ
ず、一方、１．８％を越えると伸びが低くなり、成形性
が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２〜１．８％の
範囲とする。なお、人工時効で高い強度を得るには、Ｍ
ｇとＳｉとの含有量の割合を、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５と
することが望ましい。

【００１６】Ｚｎ：Ｚｎは人工時効時においてＭｇＺｎ
_２を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。
ただし、０．００５％未満では十分な強度が得られず、
一方１．０％を越えると耐食性が顕著に低下するため、
含有量は０．００５〜１．０％の範囲とする。 Ｃｕ：Ｃｕは人工時効時にＭｇ_２Ｓｉを微細にかつ高密
度に析出させ、高い強度を実現させる。ただし、０．０
０５％未満では効果がなく、一方、１．０％を越えると
耐食性及び溶接性が顕著に低下するため、含有量は０．
００５〜１．０％の範囲とする。 Ｔｉ：Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性を向上さ
せるために添加する元素であるが、０．００１％未満で
は効果がなく、一方、０．１％を越えて添加されると粗
大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。このため、
Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。

【００１７】Ｂ：ＢはＴｉと同様に鋳塊の結晶粒を微細
化し、成形性を向上させるために添加する合金である
が、１ｐｐｍ未満の添加では効果がなく、３００ｐｐｍ
を越えて含有されると粗大な晶出物を形成し、成形性を
低下させる。このため、Ｂ含有量は１〜３００ｐｐｍの
範囲とする。 Ｂｅ：Ｂｅは空気中におけるアルミニウム溶湯の再酸化
を防止するため、必要があれば０．１ｐｐｍ以上含有さ
せる。しかし、１００ｐｐｍを越えると材料硬度が増大
し成形性が低下するため、Ｂｅ含有量は０．１〜１００
ｐｐｍの範囲とする。

【００１８】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ：これらの成分は均
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ_２０Ｃｕ_２
Ｍｎ_３、Ａｌ_１２Ｍｇ_２Ｃｒ、Ａｌ_３Ｚｒ、Ａｌ_２Ｍｇ
_３Ｚｎ_３等の分散粒子を生成する。これらの分散粒子は
再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結
晶粒を得ることができる。しかし、過剰な添加は溶解鋳
造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、成形
加工時の破壊の起点となり、成形性を低下させる原因と
なる。また、Ｚｒの過剰添加はミクロ組織を針長状にし
やすく、特定方向の破壊靭性及び疲労特性さらには成形
性を劣化させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖそれ
ぞれの添加量は、１．０％、０．３０％、０．１５％、
０．１５％以下とする。

【００１９】Ｆｅ：不純物として含まれるＦｅは、Ａｌ
_７Ｃｕ_２Ｆｅ、Ａｌ_１２（Ｆｅ，Ｍｎ）_３Ｃｕ_２、（Ｆ
ｅ，Ｍｎ）Ａｌ_６等の晶出物を生成する。これらの晶出
物は破壊靭性及び疲労特性に対して有害であり、Ｆｅ含
有量が０．５％を越えると顕著に破壊靭性、疲労特性及
び成形性が低下するため、Ｆｅ含有量は０．５％以下と
する。なお、晶出物としては、Ｆｅ系以外のＡｌ_２Ｃｕ
_２Ｍｇ、Ａｌ_２Ｃｕ_２、Ｍｇ_２Ｓｉ等の可溶のものがあ
り、これらは溶体化処理及び焼入れで十分にＡｌマトリ
ックス中に再固溶させることが望ましい。 その他の不純物：Ｎｉは０．０５％以下に制限する。

【００２０】

【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。 Ｍｇ：０．５５％、Ｓｉ：１．２％、Ｍｎ：０．０７
％、Ｆｅ：０．１２％、Ｃｒ：０．０５％、Ｎｉ：０．
００２％、Ｚｎ：０．０５％、Ｃｕ：０．０１％、Ｔ
ｉ：０．０２％、Ｂ：１０ｐｐｍ、Ｂｅ：３０ｐｐｍを
含み、残部不純物とアルミニウムからなるアルミニウム
合金を溶解鋳造し、５００ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４
０℃×１２ｈｒの均熱処理を行った後、表１に示す種々
の条件で熱間圧延し、２．５ｍｍ厚の板とした。続い
て、中間焼鈍することなく冷間圧延し、１ｍｍ厚の板と
した。この板を５５０℃の溶体化温度に加熱して２０秒
間保持した後、水焼き入れした（５０℃までの冷却速度
は約２５０℃／ｓ）。その後、室温で３ヶ月間放置した
後、板幅の中央部からサンプリングを行い、材料特性を
評価した。結果を表１に併せて示す。

【００２１】

【表１】

【００２２】なお、表１の各材料特性は次のようにして
測定した。 マクロ組織の形態・・・・マクロ組織の評価部位は、板表面
部（板初期表面から０．１ｍｍまでの深さ）、板厚１／
４部位及び板中心部位の３カ所である。機械研磨した
後、電解エッチング（テトラフルオロほう酸：水＝１
５：４００、電圧３０Ｖ、溶液温度２０〜３０℃、エッ
チング時間６０〜９０秒）し、光学顕微鏡（偏光板使
用、倍率５０倍）を用いて観察した。

【００２３】再結晶粒（ミクロ結晶粒）の粒径・・・・板表
面部位においてマクロ組織の観察と同時に行った。粒径
は圧延方向でラインインターセプト法にてＬ−Ｌ面を測
定した。１測定ライン長は５００μｍであり、１視野当
り各５本で計５視野観察した。なお、アスペクト比の測
定については、板面に平行な面（結晶粒径の測定と同じ
部位）及び、圧延方向に垂直な面において行ったが、本
実施例の場合、全て前記等軸粒の範囲内にあった。 耐力、伸び・・・・ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気
中で、ＪＩＳ５号試験片を用いＬＴ方向（圧延方向に対
して９０゜方向）に引張速度５ｍｍ／分にて引張試験を
行って求めた。 リジングマークの有無・・・・製品板よりＪＩＳ５号試験片
（長手方向が圧延方向と直角、平行部の長さ６０ｍｍ）
を作製後、電解研磨により表面を鏡面（Ｒａ＜０．１μ
ｍ）とし、これをプレス加工のシミュレーションとして
１５％の引張変形（ゲージ長さ：５０ｍｍ）を行い、表
面の凹凸の程度を肉眼で観察し、圧延方向に対して平行
な筋模様（筋状の凹凸）が顕著に観察される場合を×、
リジングマークと判別できない場合は○と評価した。 オレンジピールの有無・・・・上記のサンプル板材（２０％
引っ張り変形後）について、表面に梨地模様が顕著に観
察される場合を×、梨地模様が判別困難な場合を○と評
価した。

【００２４】表１に示すように、マクロ組織の形態が本
発明の規定を満たし、ミクロ結晶粒が等軸状のＮｏ．１
〜４、６は、リジングマークの発生がなかった。しか
し、ミクロ結晶粒の粒径が本発明の規定を満たさないＮ
ｏ．６は、オレンジピールが発生した。一方、Ｎｏ．
５、７はいずれもマクロ組織の形態が本発明の規定を満
たさず、リジングマークが発生した。

【００２５】

【発明の効果】本発明によれば、リジングマークの発生
しないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を得るこ
とができる。また、マクロ組織の形態により、成形前又
は塗装前の板材の状態で、その板材にリジングマークが
発生するかどうかの判定や、発生の程度の判定ができる
利点がある。

【図面の簡単な説明】

【図１】 板材の板厚１／４部位に観察された島状模様
及び筋状模様のマクロ組織を示す金属組織写真である。

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：０．２〜１．８％（重量％、以下
   同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含有し、圧延方向に
   伸張したマクロ組織を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
   ニウム合金板において、板厚１／４部位で測定したマク
   ロ組織のサイズが長さ（圧延方向）３ｍｍ未満、幅（圧
   延直角方向）０．６ｍｍ未満であり、マクロ組織同士の
   間隔（圧延直角方向）が０．６ｍｍ以上であり、該マク
   ロ組織が等軸状の再結晶粒で構成されていることを特徴
   とする表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
   アルミニウム合金板。
2. 【請求項２】 Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
   〜１．６％を含有し、圧延方向に伸張したマクロ組織を
   有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板におい
   て、板表面部位で測定したマクロ組織のサイズが長さ
   （圧延方向）２ｍｍ未満、幅（圧延直角方向）０．２ｍ
   ｍ未満、マクロ組織同士の間隔（圧延直角方向）が１．
   ０ｍｍ以上であり、該マクロ組織が等軸状の再結晶粒で
   構成されていることを特徴とする表面性状に優れる成形
   加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
3. 【請求項３】 Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
   〜１．６％を含有し、圧延方向に伸張したマクロ組織を
   有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板におい
   て、板中心部位で測定したマクロ組織のサイズが長さ
   （圧延方向）１０ｍｍ未満、幅（圧延直角方向）１ｍｍ
   未満、マクロ組織同士の間隔（圧延直角方向）が０．４
   ｍｍ以上であることを特徴とする表面性状に優れる成形
   加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
4. 【請求項４】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
   が、さらにＺｎ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：０．０
   ０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、を含有
   することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載さ
   れた表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系ア
   ルミニウム合金板。
5. 【請求項５】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
   が、さらにＢ：１〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１０
   ０ｐｐｍを含有することを特徴とする請求項１〜４のい
   ずれかに記載された表面性状に優れる成形加工用Ａｌ−
   Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
6. 【請求項６】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
   が、さらにＭｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、
   Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうち１種
   又は２種以上合計で０．０１〜１．５％含有することを
   特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載された表面性
   状に優れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
   合金板。
7. 【請求項７】 マクロ組織のサイズが、板中心部より板
   表面部で小さくなっていることを特徴とする請求項１〜
   ６のいずれかに記載された表面性状に優れる成形加工用
   Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板。
8. 【請求項８】 熱間圧延後、必要に応じて中間焼鈍した
   後、冷間圧延及び溶体化焼入れを受けたＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
   ｉ系アルミニウム合金板であることを特徴とする請求項
   １〜７のいずれかに記載された表面性状に優れる成形加
   工用アルミニウム合金板。
9. 【請求項９】 等軸状再結晶粒の粒径が４５μｍ以下で
   あることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載さ
   れた表面性状に優れる成形加工用アルミニウム合金板
   材。