JP2009173971A - 成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】成形条件がより厳しくなった場合にでも、再現性良くプレス成形時のリジングマークを防止できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供することを目的とする。
【解決手段】特定組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、図１の横軸にて示す比較的広範囲な板幅方向の集合組織における、特にＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを前記板幅方向に亙る平均面積率にて抑制するとともに、この集合組織におけるＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各々の偏差も前記板幅方向に亙る面積率の最大値と最小値との差にて抑制し、前記板幅方向に亙って比較的大きな板表面の凹凸の周期を有するリジングマークを抑制する。
【選択図】図１

Description

本発明は、リジングマーク性に優れたアルミニウム合金板（以下、アルミニウムを単にＡｌとも言う）に関し、パネルへのプレス成形加工時に発生する表面凸凹（リジングマーク、ローピングとも言う）を抑制できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に関する。本発明で言うアルミニウム合金板とは、圧延後に溶体化および焼入れ処理などの調質が施された板であって、プレス成形などによってパネルに成形加工される前の板のことを言う。

近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車の車体に対し、従来から使用されている鋼材に代わって、成形性や焼付硬化性に優れた、より軽量なアルミニウム合金材の適用が増加しつつある。

この内、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル( 内板) 等のパネルには、薄肉でかつ高強度アルミニウム合金板として、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ ６０００系 (以下、単に６０００系とも言う) のアルミニウム合金板の使用が検討されている。

６０００系アルミニウム合金板は、基本的には、Ｓｉ、Ｍｇを必須として含み、優れた時効硬化能を有しているため、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効( 硬化) 処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できるBH性 (ベークハード性、人工時効硬化能、塗装焼付硬化性) がある。

また、６０００系アルミニウム合金板は、Ｍｇ量などの合金量が多い他の５０００系アルミニウム合金などに比して、合金元素量が比較的少ない。このため、これら６０００系アルミニウム合金板のスクラップを、アルミニウム合金溶解材 (溶解原料) として再利用する際に、元の６０００系アルミニウム合金鋳塊が得やすく、リサイクル性にも優れている。

一方、自動車のアウタパネルは、周知の通り、アルミニウム合金板に対し、プレス成形における張出成形時や曲げ成形などの成形加工が複合して行われて製作される。例えば、フードやドアなどの大型のアウタパネルでは、張出などのプレス成形によって、アウタパネルとしての成形品形状となされ、次いで、このアウタパネル周縁部のフラットヘムなどのヘム (ヘミング) 加工によって、インナパネルとの接合が行われ、パネル構造体とされる。

この際、６０００系アルミニウム合金板を素材とした、プレス成形後のパネルには、リジングマークなどの表面の肌荒れ不良が生じ易いという課題がある。リジングマークは、板のスジ状に並んだ集合組織に起因し、プレス成形などの変形時に、板表面の凹凸となる現象である。このため、素材であるアルミニウム合金板の結晶粒が肌荒れを生じない程度に微細であっても、プレス成形によって生じる点がやっかいである。

このリジングマークは、パネル構造体の大型化や形状の複雑化、あるいは薄肉化などによりプレス成形条件が厳しくなった場合に特に生じ易い。また、プレス成形直後には比較的目立たず、そのままパネル構造体として塗装工程に進んだ後に目立ちやすくなるという問題もある。

このリジングマークが生じた場合、特に表面が美麗であることが要求される、外板 (アウタ) 用などのパネル構造体では、外観不良となって使用できない問題となる。

このようなリジングマークの問題に対し、従来から、鋳塊を５００℃以上の温度で均質化熱処理後に冷却して、あるいは室温に冷却後再加熱して、３５０〜４５０℃の比較的低温で熱延を開始する、あるいは化合物を制御する、ことにより、過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金板のリジングマークを防止することが公知である (特許文献１、2 、３、１０参照) 。

６０００系アルミニウム合金板の集合組織（結晶方位）を制御してリジングマークを改善する方法も種々提案されている。例えば、｛１００｝面の結晶方位成分に着目し、板表層部でのＣｕｂｅ方位の集積度を２〜５、板表面部の結晶粒径を４５μｍ以下に微細化することが提案されている (特許文献４参照) 。また、６０００系アルミニウム合金板における、例えば、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、ＣＲ方位、ＲＷ方位、Ｓ方位、ＰＰ方位など、種々の方位の分布密度を同時に規定することも提案されている (特許文献５、９参照) 。

更に、隣接する結晶方位差を15°以下である結晶粒界の占める割合を２０％以上とすることも提案されている (特許文献６参照) 。また、６０００系アルミニウム合金板における耳率を４％以上、結晶粒径を４５μｍ以下とすることも提案されている (特許文献７参照) 。また、Ｍｇを含有するアルミニウム合金であって、合金表面における結晶粒の板面方位が（１００）面から１０゜以内の結晶粒が占める面積率と、（１００）面から２０゜以内の結晶粒が占める面積率とを特定の関係とすることも提案されている (特許文献８参照) 。
特許第2823797 号公報 特開平8 ー232052号公報 特開平7 ー228956号公報 特開平11ー189836号公報 特開平11ー236639号公報 特開2003ー171726号公報 特開2000ー96175 号公報 特開2005ー146310号公報 特開2004ー292899号公報 特開2005ー240113号公報

前記従来技術は、前記特許文献４〜９のような板の集合組織乃至特性を制御することも含めて、リジングマーク抑制に一定の効果はある。しかし、より深いあるいはより複雑な３次元形状のパネルに成形されるなど、成形条件がより厳しくなった場合には、その効果が未だ不十分である。

本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、成形条件がより厳しくなった場合にその発生が顕著になる、プレス成形時のリジングマークを再現性良く防止できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供しようとするものである。

この目的を達成するために、本発明の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、この板の任意の２０ｍｍの長さに亙る板幅間の集合組織であって、この板幅間を２５０μｍ毎に各々区切った際の、これら区切られた箇所の各板断面におけるＧｏｓｓ方位の各面積率の平均値が３％以下であるとともに、これらＧｏｓｓ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が２％以下であり、前記区切られた箇所の各板断面におけるＣｕｂｅ方位の各面積率の平均値が１０％以下であるとともに、これらＣｕｂｅ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が５％以下であることとする。

ここで、前記アルミニウム合金板が、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下の１種または２種以上を含むことを許容する。

本発明者等は、今まで目視評価であったアルミニウム合金板のリジングマークにつき、定量化して評価できないか検討した。この検討の際に、より深いあるいはより複雑な３次元形状のパネルに実際に成形され、表面にリジングマークが発生した板（パネル）と、発生しなかった板（パネル）とを比較対照して、これらの板（パネル）表面の凹凸をコントレーサー（３次元形状測定器）で形状測定した。そして、得られた板（パネル）表面の凹凸の３次元形状データを、解析ソフトにより、周波数解析した。

この結果、成形条件がより厳しくなった場合にその発生が顕著になる、板（パネル）に発生したリジングマーク（表面凹凸）は、板幅方向の長さが約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期を有していることを知見した。言い換えると、本発明では、その発生が顕著になるリジングマークが、板幅方向に亙る長さが約２〜３ｍｍの比較的大きな周期を有していることを、定量的に明らかにすることに初めて成功した。

これに対して、前記した従来の特許文献における板の集合組織制御技術では、リジングマークを分析、評価する際には、最大でも板幅が３ｍｍ程度の狭い領域（長さ）でしか評価できていない。例えば、特許文献９では、実施例において、板幅方向３ｍｍの領域において、この板幅間を５００μｍ毎に各々区切った際の各板断面における集合組織を計測している。しかし、これは、前記した大きな周期を有するリジングマークのせいぜい１周期分しか評価できていないことを意味する。即ち、前記した従来の特許文献における板の集合組織制御技術では、プレス成形条件がより厳しくなった場合に、その発生が顕著になる、板幅方向に亙る長さが約２〜３ｍｍの比較的大きな周期を有しているリジングマークを、その表面凹凸のばらつきを含めて考慮できていない。

そして、このことが、リジングマークの評価が目視での定性的な評価に留まっていたことと相まって、従来の板の集合組織制御によっても、リジングマーク抑制の効果が未だ不十分であった一因であると推考される。

なお、本発明でも、板の結晶方位の違いにより、隣接する結晶粒の導入歪み量（結晶性の変形量）が異なり、表面凹凸のばらつきであるリジングマークが生じやすくなる、リジングマーク発生のメカニズムや、このメカニズムに対する認識自体は、結晶方位を規定した前記特許文献と同じである。

しかし、本発明では、前記したリジングマークの周期やばらつきの大きさを考慮して、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板における、リジングマークの周期以上の、比較的広域な領域である２０ｍｍの長さに亙る板幅間における集合組織の状態を規定して、成形性を向上させる点が、先ず大きく相違する。本発明では、このような比較的広域な板幅方向の領域における、特に、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを制御対象として選択する。即ち、この板幅方向の比較的広域な領域における、これらの各方位を各平均面積率によって規制して極力少なくするだけでなく、この板幅方向の比較的広域な領域に存在するＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各々の偏差を、各々の面積率の内の最大値と最小値との差で規定して、極力少なくする。

これによって、より深いあるいはより複雑な３次元形状のパネルに成形されるなど、成形条件がより厳しくなった場合に、その発生が顕著になる、前記比較的大きな周期を有するリジングマークの発生を防止できるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供できる。

以下に、本発明アルミニウム合金板の実施態様につき具体的に説明する。

（集合組織）
Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とは、他の方位に比べてｒ値（ランクフォード値）の面内異方性が非常に大きく、Ｇｏｓｓ方位では、板をその幅方向に引っ張った場合に、板厚減少がほとんど生じない。このような特性を有するＧｏｓｓ方位が組織内に実質量存在すると、板をプレス成形した場合に、板の部位、特に板の幅方向の部位による伸び変形能力が異なり、かつ板の幅方向に亙る伸び変形能力が低下する。一方、Ｃｕｂｅ方位は、一般的にも知られている様に、アルミの再結晶集合組織の主方位であり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においても主要な結晶方位の１つである。このＣｕｂｅ方位では、Ｇｏｓｓ方位の前記挙動と相違し、圧延方向に対して４５°方向に板を引っ張った場合に著しく板厚減少が生じる。

このように板厚減少挙動が全く（大きく）異なるＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とが同時にあるいは両方、組織内に実質量存在すると、板をプレス成形した場合には、当然、板の部位、特に板の幅方向に亙って、板表面の凹凸発生状況が大きく異なってくる。

本発明者らの認識によれば、前記した板幅方向の比較的広域な領域における、これらＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の方位の分布状態が、成形条件がより厳しくなった場合の、リジングマーク（板表面の大きな凹凸）発生の主要因である。このため、本発明では、このリジングマークを抑制するために、前記した板の比較的広域な領域における、これらＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各方位を規制するだけでなく、前記比較的広域な領域に存在する、これら各方位の各々の偏差をも極力少なくする。

即ち、具体的には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、この板の任意の２０ｍｍの長さに亙る板幅間における集合組織の状態であって、この板幅間を２５０μｍ毎に各々区切った際の、これら区切られた箇所の各板断面におけるＧｏｓｓ方位の各面積率の平均値が３％以下であるとともに、これらＧｏｓｓ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が２％以下であり、前記区切られた箇所の各板断面における、Ｃｕｂｅ方位の各面積率の平均値が１０％以下であるとともに、これらＣｕｂｅ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が５％以下であることとする。

前記した通り、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板に発生したリジングマーク（表面凹凸）は、板幅方向の長さが約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期を有している。このため、そのばらつきも考慮すると、最低でも板幅２０ｍｍ以上の長さに亙る比較的大きな（広い）測定範囲で、板幅方向の各板断面におけるＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の平均値を、３％以下および１０％以下に抑制することが必要である。

加えて、この板幅２０ｍｍ間を２５０μｍ毎に各々区切った際の、これら区切られた箇所（８０箇所）の各板断面における、Ｇｏｓｓ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が２％以下であり、Ｃｕｂｅ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が５％以下であることとすることが必要である。

これによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の板幅方向に亙って、リジングマークの要因となる集合組織におけるＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とが少なくなり、かつ、リジングマークの要因となる集合組織の変動も十分に小さくなる。この結果、リジングマークの主要因が排除されて、フードやドアなどの大型の自動車パネルの張出成形など、より深いあるいはより複雑な３次元形状のパネルへの成形条件がより厳しくなった場合でも、板の表面品質が極めて向上する。

次に、図１を用いて、リジングマークと集合組織におけるＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との相関を裏付ける。図１は、板表面のリジングマーク（成形時にリジングマークが発生した板表面）を板幅方向にコントレーサー（３次元形状測定器）で形状測定した結果と、ＥＢＳＰにより測定した板幅方向の組織（板断面）、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の変化（板断面）とを併せて示す。

この図１において、図の上下方向が板厚方向であり、図の上側が板の表面側（測定表面側）、図の左右方向が板幅方向である。そして、これら板幅方向の測定長さは６ｍｍとしている。この図１の測定板は、後述する実施例（表３）における比較例９である。

なお、前記コントレーサーによる板表面凹凸プロファイルの測定と解析によって、リジングマーク自体の把握やリジングマーク性評価を、併せて定量的に行ったのは本発明が初めてである。そして、このリジングマーク自体の定量的な把握が本発明の母体となっている点でも、この定量的な把握の意義は大きい。また、この定量的把握は、後述する実施例の通り、板表面凹凸プロファイルにおける凹凸曲線の山と谷との振幅（μｍ）の大小による、リジングマーク性評価の定量的尺度へとつながる。このリジングマーク自体の定量的把握のためのコントレーサー測定条件や解析手法は、後述する実施例で詳述する。

図１において、一番上側の図がＥＢＳＰにより測定した組織を示す。また、図１において、上から二番目の図がＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の板幅方向の変化（板断面）を示す。この図において、上から二番目の折れ線（太線）がＣｕｂｅ方位、上から三番目（一番下）の折れ線（太線）がＧｏｓｓ方位である。なお、この図では、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位の合計の面積率の板幅方向の変化も、参考までに、一番上の折れ線（細線）にて示している。更に、図１において、下側の１〜３が、前記コントレーサーで形状測定した、板に発生したリジングマーク（板表面の凹凸）の板幅方向の変化を示している。

図２は、図１の測定対象となった板の、前記各項目の各測定位置を斜視図で示すものである。図２における板の左右方向が圧延方向（ＲＤ方向、板長手方向）、斜め上下方向が板幅方向であり、測定対象となった板はプレス成形を模擬して、予め板幅方向（圧延方向とは直角方向）に２０％ストレッチしている。前記図１のコントレーサーで形状測定した板表面箇所１〜３は、図２の板幅方向に向くとともに、圧延方向に互いに１ｍｍづつ間隔を開けた３箇所１〜３に各々対応している。また、図２では、矢印にて、板右側の板断面（板幅方向に亙る断面）のＥＢＳＰ測定面を示している。

図１のＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との面積率の変化を示す折れ線において、縦軸の面積率（折れ線のレベル）が最も低くなっている凹な箇所が、各面積率の最小値である。一方、縦軸の面積率（折れ線のレベル）が最も高くなっている凸な箇所が、各面積率の最大値である。

これに対して、図１の下側の１〜３のリジングマーク（板表面の凹凸）の板幅方向の変化を示す曲線（折れ線）では、縦軸の凹凸の高さ（曲線のレベル）が最も低くなっている凹な箇所が、板表面が凹な、板厚が元の板厚（ストレッチ前の板厚）に対して小さくなっている箇所である。また、縦軸の凹凸の高さ（曲線のレベル）が最も高くなっている凸な箇所が、板表面が凸な、板厚が元の板厚（ストレッチ前の板厚）に近い箇所である。

以上を踏まえて、板にリジングマークが発生している図１（実施例表３における比較例９）の集合組織を解析すると、先ず、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とが発達しすぎており、平均面積率が本発明上限規定を超えて各々大きすぎる。図１におけるＧｏｓｓ方位の平均面積率は６．０％、Ｃｕｂｅ方位の平均面積率は１２．４％である。しかも、図１の集合組織では、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各面積率の板幅方向の変化も比較的大きい。Ｇｏｓｓ方位では板幅方向の面積率の最大値と最小値との差が３．５％あり、Ｃｕｂｅ方位では板幅方向の面積率の最大値と最小値との差が６．０％あり、本発明上限規定を超えて各々大きすぎる。

一方、図１のリジングマークを解析すると、先ず、前記１〜３に示す各箇所における板表面の凹凸の板幅方向の変化が比較的大きく、また、このリジングマークの板幅方向の凹凸の長さ（変化）は、約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期を有していることが分かる。そして、このリジングマークの板幅方向の凹凸の長さ（変化）に対応して、前記したＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率も板幅方向に変化していることが分かる。

これは、図１に併せて示す、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位の合計の面積率の板幅方向の変化が比較的小さいことに比べて対照的である。言い換えると、これらＢｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位などの、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位以外の他の結晶方位は、前記した約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期を有するリジングマークの発生にあまり影響しないことが分かる。したがって、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位以外の結晶方位は規制する必要がなく、前記Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との板幅方向の測定領域においても、実質量存在して良い。

即ち、この図１から、板の比較的広域な領域における、これらＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の方位の分布状態が、前記した通り、板表面の凹凸（リジングマーク）発生の主要因であることが裏付けられる。更に、リジングマークを抑制するためには、前記した通り、板の比較的広域な領域における、これらＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各方位を規制するだけでなく、この比較的広域な領域に存在するＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各々の偏差（板幅方向の面積率の最大値と最小値との差）をも極力少なくする必要が裏付けられる。

なお、本発明における、集合組織の測定範囲である板幅の長さ２０ｍｍの値や、この板幅間を区切る間隔２５０μｍの値は、リジングマークの板幅方向の凹凸の長さ（変化）の約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期に対応させ、リジングマークを確実に抑制できるための、最小必要な測定条件として規定している。言い換えると、測定する前記板幅を増しても、この板幅間を区切る間隔を狭くしても、結果的に測定値は大差ない範囲、あるいは測定値に再現性がある範囲を選択している。

（アルミニウム合金板の集合組織測定）
集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表わされる。即ち、下記に示す様に、圧延面は｛○○○｝で表現され、圧延方向は＜△△△＞で表現される。なお、○や△は整数を示している。

かかる表現方法に基づき、各方位は下記のように表される。なお、これら各方位の表現については、長島晋一編著「集合組織」（丸善株式会社刊）や軽金属学会「軽金属」解説Vol.43（1993）P.285〜293などに記載されている。
Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞
ＣＲ方位：｛００１｝＜５２０＞
ＲＷ方位：｛００１｝＜１１０＞［Ｃｕｂｅ方位が（１００）面で板面回転した方位］
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞
Ｃｕ方位：｛１１２｝＜１１１＞
（若しくは、Ｄ方位：｛４４１１｝＜１１１１８＞）
ＳＢ方位：｛６８１｝＜１１２＞

（結晶方位成分存在率の測定）
これら結晶粒の各結晶方位成分の面積率（存在率）は、前記した板断面を、走査型電子顕微鏡ＳＥＭ(Scanning Electron Microscope)による、後方散乱電子回折像ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）を用いた結晶方位解析方法（ＳＥＭ／ＥＢＳＰ法）により測定する。

上記ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法は、ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料表面に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。コンピュータでは、この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。

上記ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法は、結晶粒毎の測定ではなく、指定した試料領域を任意の一定間隔で走査して測定し、かつ、上記プロセスが全測定点に対して自動的に行なわれるので、測定終了時には数万〜数十万点の結晶方位データが得られる。このため、観察視野が広く、多数の結晶粒に対する、平均結晶粒径、平均結晶粒径の標準偏差、あるいは方位解析の情報を、数時間以内で得られる利点がある。したがって、本発明のような板幅方向の前記した広域の集合組織を規定あるいは測定する場合には最適である。

これに対して、集合組織の測定のために汎用されるＸ線回折（Ｘ線回折強度など）では、上記ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法に比して、結晶粒毎の比較的ミクロな領域の組織（集合組織）を測定していることとなる。このため、リジングマークに影響する、板幅方向の前記した広域の組織（集合組織）を、上記ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法ほどには正確に、かつ効率的には測定することができない。

上記ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法は、組織観察用の試験片を、前記した各板断面から採取して、機械研磨およびバフ研磨を行った後、電解研磨して表面を調整する。このように得られた試験片について、ＳＥＭ装置として、例えば日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、例えばＴＳＬ社製のＥＢＳＰ測定・解析システム：ＯＩＭ（Orientation Imaging Macrograph、解析ソフト名「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ」）を用いて、各結晶粒が、対象とする方位（理想方位から１０°以内）か否かを判定し、測定視野における方位密度を求める。試験片の測定領域は１０００μｍ×１０００μｍとし、測定ステップ間隔は例えば３μｍ以下とする。

この際、測定される材料の測定領域を通常、六角形等の領域に区切り、区切られた各領域について、試料表面に入射させた電子線の反射電子から、菊地パターンを得る。この際、電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定ピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。次に、得られた上記菊池パターンを解析して、電子線入射位置の結晶方位を知る。即ち、得られた菊地パターンを既知の結晶構造のデータと比較し、その測定点での結晶方位を求める。同様にして、その測定点に隣接する測定点の結晶方位を求め、これら互いに隣接する結晶の方位差が±１５°以内（結晶面から±１５°以内のずれ）のものは同一の結晶面に属するものとする（見なす）。また、両方の結晶の方位差が±１５°を超える場合には、その間（両方の六角形が接している辺など）を粒界とする。このようにして、試料表面の結晶粒界の分布を求める。測定視野範囲は、例えば５００μｍ×５００μｍ程度の領域とし、これを試験片の適当箇所数か所で測定を行い平均化する。

(平均結晶粒径)
リジングマークを抑制するためには平均結晶粒径も微細化する、言い換えると、結晶粒径を粗大化させないことが好ましい。即ち、前記した板断面での各平均結晶粒径も各々５０μｍ以下とすることが好ましい。また、結晶粒径をこの範囲に細かく乃至小さくすることによって、曲げ加工性やプレス成形性が確保乃至向上される。結晶粒径が５０μｍを越えて粗大化した場合、前記した結晶方位を制御しても、曲げ加工性や張出などのプレス成形性が著しく低下し、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易い。

ここで平均結晶粒径は、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰと、その測定条件を用い、所定の測定領域内に観察される各結晶粒の板の圧延方向の最大直径を各々測定し、得られた結果の平均値を算出する。

(化学成分組成)
本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板の化学成分組成について説明する。本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、前記した自動車の外板用の板などとして、優れた成形性やＢＨ性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。

このような要求を満足するために、アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｍｇ：０．１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

本発明が対象とする６０００系アルミニウム合金板は、リジングマークが生じやすいが、ＢＨ性がより優れた、ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ/ Ｍｇが1 以上であるような過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板に適用されて好ましい。６０００系アルミニウム合金板は、プレス成形や曲げ加工時には低耐力化により成形性を確保するとともに、成形後のパネルの塗装焼付処理などの、比較的低温の人工時効処理時の加熱により時効硬化して耐力が向上し、必要な強度を確保できる優れた時効硬化能（ＢＨ性）を有している。この中でも、過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板は、質量比Ｓｉ/ Ｍｇが１未満の６０００系アルミニウム合金板に比して、このＢＨ性がより優れている。

Ｍｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、AA乃至JIS 規格などに沿った各不純物レベルの含有量 (許容量) とする。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として多量に使用した場合には、下記その他の元素が不純物として混入される可能性がある。そして、これらの不純物元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。また、実質量含有しても本発明目的や効果を阻害しない含有範囲があり、この範囲では各々の元素の含有効果もある。

したがって、これらの不純物元素を各々以下に規定する量以下の範囲での含有を許容する。具体的には、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下の１種または２種以上を、この範囲で、上記した基本組成に加えて、更に含んでも良い。ここで、これらの各元素の各上限規定は、全て０％は含まないこととする。

上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。

Ｓｉ：０．１〜２．５％
ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車のアウタパネルとして必要な、例えば１８０ＭＰａ以上の必要強度（耐力）を得るための必須の元素である。したがって、本発明過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金板にあって、プレス成形性、ヘム加工などの曲げ加工性の諸特性を兼備させるための最重要元素である。

また、パネルへの成形後の低温塗装焼き付け処理後(2% ストレッチ付与後170 ℃×20分の低温時効処理時) の耐力を１８０ＭＰａ以上という、優れた低温時効硬化能を発揮させるためにも、Ｓｉ/ Ｍｇを質量比で１．０以上とし、ＳｉをＭｇに対し過剰に含有させた過剰Ｓｉ型６０００系アルミニウム合金組成とすることが好ましい。

Ｓｉ量が０．１％未満では、前記時効硬化能、更には、各用途に要求される、プレス成形性、曲げ加工性などの諸特性を兼備することができない。さらに、均熱処理や熱延で再結晶が促進されて、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、本発明の範囲にＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを抑制、制御することができなくなる。一方、Ｓｉが２．５％を越えて含有されると、曲げ加工性やリジングマーク性を含めたプレス成形性が著しく阻害される。更に、溶接性も著しく阻害される。したがって、Ｓｉは０．１〜２．５％の範囲、好ましくは０．６〜１．２％の範囲とする。

Ｍｇ：０．１〜３．０％
Ｍｇは、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、例えば１８０ＭＰａ以上の必要耐力を得るための必須の元素である。

Ｍｇの０．１％未満の含有では、絶対量が不足するため、人工時効処理時に前記化合物相を形成できず、時効硬化能を発揮できない。このためパネルとして必要な１８０ＭＰａ以上の必要耐力が得られない。さらに、均熱処理や熱延で再結晶が促進されて、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、本発明の範囲にＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを抑制、制御することができなくなる。

一方、Ｍｇが３．０％を越えて含有されると、却って、リジングマーク性を含めたプレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく阻害される。したがって、Ｍｇの含有量は０．１〜３．０％％の範囲で、好ましくは、Ｓｉ/ Ｍｇが質量比で１．０以上となるような量とする。また、Ｓｉ含有量を前記０．６〜１．２％の範囲とする場合には、これに対応して、Ｍｇ含有量も０．２〜０．７％の範囲とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．００１〜１．０％
Ｃｕは、本発明の比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、アルミニウム合金材組織の結晶粒内への強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させる効果がある。また、固溶したＣｕは成形性を向上させる効果もある。Ｃｕ含有量が０．００１％未満、特に０．０１％未満ではこの効果がない。一方、１．０％を越えると、耐応力腐食割れ性や、塗装後の耐蝕性の内の耐糸さび性、また溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃｕ含有量は０．００１〜１．０％、好ましくは０．０１〜１．０％とする。

Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎには、均質化熱処理時に分散粒子 (分散相) を生成し、これらの分散粒子に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効果がある。前記した通り、本発明アルミニウム合金板のプレス成形性やヘム加工性はアルミニウム合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。この点、Ｍｎ含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が無い。

一方、Ｍｎ含有量が多くなった場合、溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ) 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、アルミニウム合金板の機械的性質を低下させる原因となる。また、Ｍｎ含有量が１．０％を越えた場合、曲げ加工性が低下する。このため、Ｍｎは０．０１〜１．０％の範囲とし、好ましくは０．０１〜０．１５％の範囲とする。

（製造方法）
次ぎに、本発明アルミニウム合金板の製造方法について以下に説明する。本発明アルミニウム合金板は、製造工程自体は常法あるいは公知の方法であり、上記６０００系成分組成のアルミニウム合金鋳塊を鋳造後に均質化熱処理し、熱間圧延、冷間圧延が施されて所定の板厚とされ、更に溶体化焼入れなどの調質処理が施されて製造される。但し、この中で、リジングマーク性向上のために、本発明の範囲に、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との集合組織を制御するためには、下記鋳造時の冷却速度条件や均熱処理条件を制御する必要がある。

(溶解、鋳造)
先ず、溶解、鋳造工程では、上記６０００系成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。

（鋳造冷却速度）
但し、鋳造時の冷却速度は、溶解温度（約７００℃）から液相線温度までを１５０℃／分以上、液相線温度から固相線温度までを１００℃／分以上と大きく（速く）することが好ましい。ただ、これまで、連続鋳造にしても、ＤＣ鋳造法にしても、このような、溶解温度（約７００℃）から液相線温度までの、高温領域での温度（冷却速度）制御は、従来はほとんど行われていない。このような場合、この高温領域での冷却速度は必然的に遅くなる。

このように高温領域での冷却速度が遅くなった場合、この高温領域での温度範囲で粗大に生成する晶出物の量が多くなって、鋳塊の板幅方向での晶出物のサイズや量のばらつきも大きくなる。このような傾向は、溶解温度（約７００℃）から液相線温度までの冷却速度が１５０℃／分未満、また、液相線温度から固相線温度までの冷却速度が１００℃／分未満の場合に、特に著しくなる。

これが、鋳塊における結晶方位の大きなばらつきの起因となって、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、リジングマーク性向上のために、本発明の範囲にＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを抑制、制御することができなくなる。また、これらそれぞれの高温領域での冷却速度が小さいと、鋳塊でのＭｇやＳｉの固溶量が減少するため、その後の均熱処理や熱延での再結晶が促進されて、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、本発明の範囲にＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位とを抑制、制御することができなくなる。

(均質化熱処理)
次いで、前記鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に均質化熱処理を施す。均質化熱処理の温度自体は、常法通り、５００℃以上で融点未満の均質化温度が適宜選択される。この均質化熱処理（均熱処理）は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことを目的とする。この均質化温度が低いと結晶粒内の偏析を十分に無くすことができず、これが破壊の起点として作用するために、伸びフランジ性や曲げ加工性が低下する。

但し、均熱処理の際の加熱昇温条件は、２００℃以下で、かつ１００℃以上の低温で２〜１０時間（ｈ）保持した後、３００℃／時間（ｈ）以上の速度で５００℃以上の均質化温度に加熱する。均熱の初期に、このように、２００℃以下、１００℃以上の低温で保持することにより、微細な析出物を均一に分散させることができる。そして、この微細析出物が、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位の成長を著しく抑制する。この謂わば１段目の低温での均熱処理の、保持温度が２００℃を超えたり、保持時間が１０時間を超えると、析出物が粗大化して、このような効果が無くなり、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなる。また、この保持温度が２時間未満では保持時間が足らない。

続いて５００℃以上の温度で均熱処理して、合金元素や粗大な化合物を十分に固溶させるが、上記の保持温度から５００℃以上までの加熱速度が３００℃／時間よりも小さい（遅い）と、その間にＭｇ−Ｓｉ化合物や単体Ｓｉが粗大に析出して均熱処理後まで残存する。これにより、合金元素や粗大な化合物の固溶量も減少し、熱延工程以降での再結晶が促進されて、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなる。したがって、上記の保持温度から均熱処理温度までの加熱、昇温速度は３００℃／時間よりも大きい（速い）ことが好ましい。

また、均熱処理後の冷却速度は大きい（速い）方が好ましい。鋳塊 (スラブ) が大きくなったり、鋳塊をバッチ均熱炉内に置いての冷却では、均質化熱処理後の冷却速度は２０℃／ｈｒ未満程度となる。また、鋳塊 (スラブ) が大きい場合には、バッチ均熱炉外に放置しても、冷却速度は３０〜４０℃／ｈｒ程度となる。このような通常の冷却手段で冷却すると、冷却速度が不足して、Ｍｇ−Ｓｉ化合物などの析出物が粗大化し、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなる。したがって、均質化熱処理後の鋳塊を、ファンなどの強制冷却手段を用いて冷却して、冷却速度を４０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。

(熱間圧延)
熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊 (スラブ) の粗圧延工程と、粗圧延後の板厚が約４０ｍｍ以下の板を約４ｍｍ以下の板厚まで圧延する仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられ、各々複数のパスからなる圧延が施される。

ここで、板の集合組織において、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位を発達させないためには、以下の特定熱延条件とすることが好ましい。即ち、前記粗圧延における開始温度が４００〜５５０℃の温度範囲とされ、前記仕上げ圧延における総加工率が９０％以上とされるとともに、仕上げ圧延終了温度が４００℃以下とされることが好ましい。

例えば、熱間圧延（粗圧延）開始温度が４００℃未満では、熱間圧延終了後に再結晶が進まず、加工組織が残存して、リジングマークが発生しやすくなる。一方、熱間粗圧延開始温度が５５０℃を超えた場合、再結晶が生じて熱間圧延時に粗大な再結晶粒が生成し、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、リジングマークの原因となる。

更に、熱間圧延（仕上げ圧延）終了温度が４００℃を超えた場合、粗大な再結晶粒が生成し、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位が発達しやすくなり、リジングマークの原因となる。一方、熱間圧延終了温度が３００℃未満でも、熱間圧延終了後に再結晶が進まず、加工組織が残存して、リジングマークが発生しやすくなる。したがって、熱間圧延終了温度は、好ましくは３００℃以上、４００℃以下とする。

(熱延板の焼鈍)
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は、基本的に行なわないことが好ましい。この焼鈍 (荒鈍) を省略することによって、板製造の効率化や製造コストの低減が図れる。

(冷間圧延)
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。

(溶体化および焼入れ処理)
上記鋳塊の均熱によって本発明範囲内のサイズ分布と量とに制御した分散粒子を活用し、最終の溶体化および焼入れ処理において、リジングマークを抑制するために、Ｇｏｓｓ方位やＣｕｂｅ方位を抑制するためには、最終の溶体化処理の昇温速度を１００℃／分以上とすることが好ましい。

なお、溶体化処理の条件は、板のプレス成形後の塗装焼き付け硬化処理などの人工時効処理により強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に析出させるために、好ましくは５００℃以上、融点以下までの温度範囲で行う。

溶体化処理温度からの焼入れ処理では、冷却速度が遅いと、粒界上にＳｉ、Ｍｇ₂ Ｓｉなどが析出しやすくなり、プレス成形や曲げ加工時の割れの起点となり易く、これら成形性が低下する。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用い、冷却速度を１０℃／秒以上の急冷とすることが好ましい。

本発明では、成形パネルの塗装焼き付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性をより高めるため、焼入れ処理後に、強度向上に寄与する時効析出物の析出を促進するために、予備時効処理をしても良い。この予備時効処理は、６０〜１５０℃、好ましくは７０〜１２０℃の温度範囲に、１〜２４時間の必要時間保持することが好ましい。この予備時効処理として、上記焼入れ処理の冷却終了温度を６０〜１５０℃と高くした後に、直ちに再加熱乃至そのまま保持して行う。あるいは、溶体化処理後常温までの焼入れ処理の後に、５分以内に、直ちに６０〜１５０℃に再加熱して行う。

更に、室温時効抑制のために、前記予備時効処理後に、時間的な遅滞無く、比較的低温での熱処理 (人工時効処理) を行っても良い。前記時間的な遅滞があった場合、予備時効処理後でも、時間の経過とともに室温時効 (自然時効) が生じ、この室温時効が生じた後では、前記比較的低温での熱処理による効果が発揮しにくくなる。

また、連続溶体化焼入れ処理の場合には、前記予備時効の温度範囲で焼入れ処理を終了し、そのままの高温でコイルに巻き取るなどして行う。なお、コイルに巻き取る前に再加熱しても、巻き取り後に保温しても良い。また、常温までの焼入れ処理の後に、前記温度範囲に再加熱して高温で巻き取るなどしてもよい。

この他、用途や必要特性に応じて、更に高温の時効処理や安定化処理を行い、より高強度化などを図ることなども勿論可能である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

次に、本発明の実施例を説明する。表１に示すＡ〜Ｋの組成の６０００系アルミニウム合金板を、表２に示す条件で、均質化熱処理 (均熱処理と略記) および熱間圧延 (熱延と略記) し、更に、冷間圧延を行い、溶体化および焼入れ処理して、製造した。なお、表１中の各元素の含有量の表示において、「−」の表示は、検出限界以下であることを示す。

アルミニウム合金板のより具体的な製造条件は以下の通りである。表１に示す各組成の５００ｍｍ厚さ、２０００ｍｍ幅、７ｍ長さの鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。この際、表２に示すように、鋳造時の冷却速度（℃／分）を、各例とも共通させた溶解温度（約７００℃）から、液相線温度（各例ともほぼ同じ約６５０℃）までの間と、この液相線温度から固相線温度（各例ともほぼ同じ約５９０℃）までの間の２段階で変化させた。

続く、鋳塊の均熱処理の際には、表２に示すように、加熱昇温時に低温での保持（前記１段目の低温での均熱処理：℃×h ）を施す条件と、均熱処理温度までの加熱昇温速度（℃/h）とを変化させた。なお、この均熱処理後の冷却は、各例とも共通して、前記した好ましい冷却条件である、６０℃／ｈｒの特定冷却速度範囲となるように、均熱炉内でファンにより鋳塊を、２００℃以下の温度まで強制空冷した。

この均熱処理後、各例とも共通して、表２に示す熱延開始温度に再加熱し、この温度で熱延（粗圧延）を開始し、厚さ２．５ｍｍまで熱延（仕上げ圧延）した。この際の各例の熱延（仕上げ圧延）の終了温度も表２に示す。これらの熱延条件は、各例とも共通して、前記した好ましい温度条件で行った。これらの熱延板を、各例とも共通して、荒鈍を省略した上で、冷延率６０％で直接冷間圧延を行い、厚さ１．０ｍｍの冷延板を得た。

そして、この冷延板を、連続式の熱処理設備で、各例とも共通して、昇温速度およそ３００℃／分で加熱し、５５０℃の溶体化処理温度に到達した時点で５秒保持する溶体化処理を行い、直ちに室温まで、冷却速度１００℃／秒以上の急冷にて焼入れた。また、この焼入れ後５分以内に（直ちに）、１００℃の温度で２時間保持する予備時効（再加熱）処理を行った。この予備時効処理後は０．６℃／ｈｒで徐冷し、Ｔ４調質材を得た。

これら調質処理後の各最終製品板から供試板 (ブランク) を切り出し、前記調質処理後１５日の室温時効（室温放置）後の、各供試板の組織や特性を測定、評価した。

（供試板組織）
前記調質処理後１５日間の室温時効後の供試板の集合組織を、前記ＳＥＭ−ＥＢＳＰを用いて、測定・解析した。この供試板を厳しいプレス成形を模擬して、板幅方向に（圧延と直角方向に）２０％ストレッチして予ひずみを付与した後の板幅方向の板断面をＥＢＳＰ測定面とした。そして、このＥＢＳＰ測定面は、板幅中央部の２０ｍｍに亙る板幅間を、板幅方向に２５０μｍ毎に各々区切った際の（但し、前記図２の１〜３の間隔は１ｍｍ）、これら区切られた箇所の各板断面とした。即ち、これら区切られた箇所の各板断面における、Ｇｏｓｓ方位、Ｃｕｂｅ方位の各面積率の平均値、これらＧｏｓｓ方位、Ｃｕｂｅ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差を測定、解析した。また、このＥＢＳＰ測定の際、同時に供試板の平均結晶粒径も測定した。これらの結果を表3 に示す。

（供試板特性）
更に、前記供試板の特性として、リジングマーク性、０．２％耐力（Ａｓ耐力: ＭＰａ）、伸び（％）を各々測定した。これらの結果も表3 に示す。

(リジングマーク)
前記２０％ストレッチした後の供試板の集合組織測定・解析部分（板の板幅中央部）の幅方向表面を、コントレーサー（３次元形状測定器）で形状測定するとともに、得られた３次元形状データを、解析ソフトにより、周波数解析した。この３次元形状データを周波数解析した結果を図５に例示する。この図５（スキャン例１〜４）は後述する比較例９：図１のデータであり、図５の縦軸は板の表面凹凸高さ、横軸は板幅方向の長さである。なお、このコントレーサーで形状測定した板表面の箇所は、前記供試板のＥＢＳＰ測定面近傍の板表面（前記図２の１〜３までの箇所の内の１）とした。

コントレーサーの形状測定条件は、測定プローブ先端Ｒ２５μｍ、測定ピッチ２５μｍ、測定距離（板幅方向）６０００μｍ（６ｍｍ）とした。そして、このコントレーサーの表面凹凸測定データを、解析ソフトＶＩＶＩＡＮを用いて、空間周波数（換算するとμｍ単位の空間周期）で解析し、縦軸が頻度、横軸が空間周波数との関係で、表面凹凸プロファイル化した。そして、このプロファイルを解析した結果、リジングマークが発生している各比較例では、空間周波数が約３〜５×１０^-4μｍ、空間周期に換算すると２〜３μｍのところに、顕著な（特徴的な）ピークがあることが認められた。この表面凹凸プロファイル化データを図６（スキャン例１〜４）に例示する。図６の点線の円で囲む部分が空間周期に換算して２〜３μｍのところの特徴的なピークである。これが、前記した、板に発生したリジングマーク（表面凹凸）は、板幅方向の長さが約２〜３ｍｍに亙る比較的大きな周期を有しているとした根拠である。

更に、この表面凹凸プロファイルを、フィルター処理して、リジングマークに対応すると考えられる空間周波数以外の空間周波数をノイズとして除去し、補正プロファイルを作成した。この補正プロファイルを図７（スキャン例１〜４）に例示する。この結果、リジングマークが無い発明例では、プロファイルにおける凹凸曲線の山と谷とは圧延方向に対応しないが、リジングマークがある比較例では、図７に示すように、プロファイルにおける凹凸曲線の山と谷とが圧延方向に対応していた。そして、リジングマークがある比較例のプロファイルでは、図７に示すように、凹凸曲線の山と谷との振幅も、リジングマークが無い発明例に比して、著しく大きくなっていた。

本発明では、前記表面凹凸プロファイルにおける、リジングマーク発生の有無を示す、前記各特徴点の内から、数値的に（定量的に）把握できる凹凸曲線の山と谷との振幅（μｍ）を、リジングマーク発生の尺度とした。即ち、凹凸曲線の山と谷との振幅が０．３μｍ以下では、実際にリジングマークが発生しておらず、プレス成形性が優れるとして、◎と評価した。また、振幅が０．３μｍを超えるが、０．５μｍ以下である場合には、リジングマークが発生しているものの、比較的軽度であり、成形条件によってはプレス成形可能として、○と評価した。更に、振幅が０．５μｍを超える場合は、前記図１のように大きなリジングマークが発生しており、成形条件を変えてもプレス成形性（リジングマーク性）が悪いとして、×と評価した。

前記ストレッチを付与するための引張試験は、前記調質処理後１５日間の室温時効後のアルミニウム合金板からＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張りを行った。このときの試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、耐力以降は２０ｍｍ／分とした。この方法によって、０．２％耐力と伸びを測定した結果を表３に示す（Ｎ数＝５の平均値）。

表１〜２に示す通り、各発明例は、本発明成分組成範囲内で、かつ、好ましい条件範囲で鋳造（鋳造時の冷却速度）、均質化熱処理（低温保持、昇温・冷却速度）および熱間圧延を行なっている。このため、表3 に示す通り、本発明で規定する集合組織を有する。即ち、リジングマークを抑制するために、前記した板の比較的広域な領域における、Ｇｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各方位を規制するだけでなく、この比較的広域な領域に存在するＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各々の偏差をも極力少なくしている。また、各発明例は、平均結晶粒径も各々５０μｍ以下である。

この結果、各発明例は、前記調質処理後に室温時効して、成形性が低下した過剰Ｓｉ型の組成の６０００系アルミニウム合金板の例でも、板表面の凹凸における前記平均振幅が小さく、リジングマーク性が優れている。また、強度、伸びなど機械的特性にも優れている。

これに対して、比較例８〜１２は、上記発明例２と同じ合金例を用いている。しかし、これら各比較例は、表２に示す通り、鋳造（鋳造時の冷却速度）、均質化熱処理（昇温時）の製造条件が好ましい範囲を外れている。この結果、これら比較例は、板表面の凹凸における前記平均振幅が上記発明例よりも大きく、リジングマーク性が劣っている。

比較例８は鋳造時の冷却速度の内、溶解温度（約７００℃）から液相線温度までと、液相線温度から固相線温度までの冷却速度がともに小さすぎる（遅すぎる）。比較例９は均熱処理の際の加熱昇温条件の内、２００℃以下で、かつ１００℃以上の低温保持を行っていない。比較例１０は、この低温保持温度が低すぎる。比較例１１は、この低温保持後の加熱昇温速度が小さすぎる（遅すぎる）。比較例１２は、この低温保持温度が高すぎる。

ここで、図３に発明例１、図４に比較例１１の、前記図１と同様の、ＥＢＳＰにより測定した板幅方向の組織（板断面）およびＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の板幅方向の変化（板断面）とを併せて示す。この図３、４との比較において、図３の発明例１の方が、図４の比較例１１よりも、前記した板の比較的広域な幅方向の領域におけるＧｏｓｓ方位（一番下の太線）とＣｕｂｅ方位（黒丸印の一番上の太線）との各面積率が少なく、この比較的広域な幅方向の領域に存在するＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位との各々の偏差も少なくなっていることが分かる。なお、この図３、４において、薄い丸印の細線がＢｒａｓｓ方位、三角印の細線がＳ方位、米印の細線がＣｕ方位である。また、この図３、４においては、前記図１と同様に、図の上下方向が板厚方向であり、図の上側が板の表面側（測定表面側）、図の左右方向が板幅方向である。

比較例１３〜１６は、好ましい範囲で、鋳造（鋳造時の冷却速度）、均質化熱処理（昇温時）しているものの、成分組成が本発明範囲を外れる。したがって、成分組成の点からもリジングマーク性が発明例に比して著しく劣るか、リジングマーク性が良くても強度や伸びが発明例に比して著しく劣る。

したがって、以上の実施例の結果から、本発明における成分や組織の各要件、あるいは好ましい製造条件の、リジングマーク性や機械的性質などを兼備するための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

本発明によれば、成形条件がより厳しくなった場合に、その発生が顕著になるプレス成形時のリジングマークを再現性良く防止でき、機械的特性にも優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、自動車、船舶あるいは車両などの輸送機、家電製品、建築、構造物の部材や部品用として、また、特に、自動車などの輸送機の部材に、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

アルミニウム合金板の組織や表面の凹凸を示す説明図である。 図１のアルミニウム合金板におけるデータ採取位置を示す斜視図である。 発明例の板幅方向の組織およびＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の板幅方向の変化（板断面）とを併せて示す説明図である。 比較例の板幅方向の組織およびＧｏｓｓ方位とＣｕｂｅ方位の各面積率の板幅方向の変化（板断面）とを併せて示す説明図である。 アルミニウム合金板（比較例）表面の３次元形状データを解析ソフトにより周波数解析した説明図である。 図５のデータを表面凹凸プロファイル化した説明図である。 図６の表面凹凸プロファイルをフィルター処理した補正プロファイルを示す説明図である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．１〜３．０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板において、この板の任意の２０ｍｍの長さに亙る板幅間の集合組織であって、この板幅間を２５０μｍ毎に各々区切った際の、これら区切られた箇所の各板断面におけるＧｏｓｓ方位の各面積率の平均値が３％以下であるとともに、これらＧｏｓｓ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が２％以下であり、前記区切られた箇所の各板断面におけるＣｕｂｅ方位の各面積率の平均値が１０％以下であるとともに、これらＣｕｂｅ方位の各面積率の内の最大値と最小値との差が５％以下であることを特徴とする成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｇ：０．２％以下、Ｚｎ：１．０％以下（但し、これらの上限規定は全て０％を含まず）の１種または２種以上を含む請求項１に記載の成形時のリジングマーク性に優れたアルミニウム合金板。

Images