JP2016056444A - アルミニウム合金板 - Google Patents

Abstract

【課題】大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる意匠性に優れたアルミニウム合金板を提供することを課題とする。
【解決手段】本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ：２．０〜６．０質量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、板表面における平均結晶粒径が１〜１０ｍｍであり、板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０以下であることを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、アルミニウム合金板に関するものであり、詳細には、意匠性に優れたアルミニウム合金板に関するものである。

多種多様な産業分野において使用されるアルミニウム合金板は、対象となる製品が要求する品質を満たすべく、引張強さ、耐力、伸び、曲げ加工性等の機械的性質について鋭意検討されてきた。

そして、アルミニウム合金板に関する機械的性質は、製品の品質を左右するため極めて重要な事項ではあるが、この機械的性質に劣らず、ユーザの購買意欲を左右する意匠性についても、重要な事項であると認識されている。
したがって、アルミニウム合金板の意匠性を向上させる技術について、次のような技術が提案されている。

例えば、特許文献１には、Ｓｉ:０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｆｅ:０．１３〜０．３５ｗｔ％、Ｍｇ:２．０〜５．０ｗｔ％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．１５〜０．８０ｗｔ％、更に、Ｔｉ:０．００５〜０．１５ｗｔ％、または、Ｔｉ:０．００５〜０．１５ｗｔ％およびＢ:０．０００５〜０．０５ｗｔ％を含有し、残部Ａｌおよびその他の不純物からなることを特徴とする結晶粒組織模様発現用アルミニウム合金素材が提案されている。

特開２００５−３２５４２０号公報

特許文献１に係る技術は、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させる技術であるが、結晶粒が微細化してしまうのを防止するために、１〜６％（好ましくは２〜４％）という非常に低い圧下率でしか冷間圧延（詳細には焼鈍後の冷間圧延）を施すことができなかった。
その結果、特許文献１に係る技術は、板表面に発現する結晶粒と結晶粒との間のコントラストが小さく、意匠性に優れているとは言えなかった。

そこで、本発明に係るアルミニウム合金板は、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる意匠性に優れたアルミニウム合金板を提供することを課題とする。

すなわち、本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ：２．０〜６．０質量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、板表面における平均結晶粒径が１〜１０ｍｍであり、板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０以下であることを特徴とする。

このアルミニウム合金板によれば、平均結晶粒径を所定範囲としていることから、１ｍｍ以上の大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させることができる。
また、このアルミニウム合金板によれば、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量を所定範囲としていることから、冷間圧延（詳細には焼鈍後の冷間圧延）の圧下率を大きく設定することが可能となり、その結果、大きな圧下率の冷間圧延により結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる。
加えて、このアルミニウム合金板によれば、Ｃｕｂｅ方位分布密度を２０以下としていることから、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にするという効果を確実なものとすることができる。
なお、特許文献１に係る従来技術は、非常に低い圧下率の冷間圧延を施すことが必須の要件とされていたため、当該冷間圧延による歪みが安定せずに、製品間において品質にばらつきが生じてしまうという問題もあった。しかし、このアルミニウム合金板によれば、冷間圧延の圧下率を大きく設定することが可能であることから、製品間における品質のばらつき(特に、板幅方向の結晶粒のばらつき)を抑制することができ、その結果、不良品を減少させ、生産性（スループット）を向上させることもできる。

また、このアルミニウム合金板によれば、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量を所定範囲としていることから、冷間圧延工程自体を省略しつつも、熱間圧延工程での最終パスの圧下率を制御等することにより、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明とし、かつ、厚めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ以上）のアルミニウム合金板にすることもできる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、前記Ｍｎと前記Ｃｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．１４質量％であるのが好ましい。

このアルミニウム合金板によれば、ＭｎとＣｒの合計の含有量を所定範囲とすることにより、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるという効果と、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にするという効果とを、より確実なものとすることができる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｚｒをさらに含有し、前記Ｍｎと前記Ｃｒと前記Ｚｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．２０質量％であってもよい。

このアルミニウム合金板によれば、Ｚｒを含有する場合、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの含有量を所定範囲としていることから、冷間圧延（詳細には焼鈍後の冷間圧延）の圧下率を大きく設定することが可能となり、その結果、大きな圧下率の冷間圧延により結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる。
また、このアルミニウム合金板によれば、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの含有量を所定範囲としていることから、冷間圧延工程自体を省略しつつも、熱間圧延工程での最終パスの圧下率を制御等することにより、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明とし、かつ、厚めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ以上）のアルミニウム合金板にすることもできる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、前記Ｍｎと前記Ｃｒと前記Ｚｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．１４質量％であるのが好ましい。

このアルミニウム合金板によれば、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量を所定範囲とすることにより、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるという効果と、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にするという効果とを、より確実なものとすることができる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、Ｃｕをさらに含有し、前記Ｃｕの含有量が、０．６０質量％以下であってもよい。

このアルミニウム合金板によれば、Ｃｕの含有量を所定範囲としていることから、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるという効果と、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にするという効果とを、発揮することができる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、引張強さが１５０ＭＰａ以上であるのが好ましい。

このアルミニウム合金板によれば、引張強さを１５０ＭＰａ以上としていることから、合金板に求められる強度を確保することができる。

本発明に係るアルミニウム合金板は、前記のアルミニウム合金板に表面処理を施したものであってもよい。

本発明に係るアルミニウム合金板は、前記のアルミニウム合金板の表面に樹脂皮膜が形成されたものであってもよい。

本発明に係るアルミニウム合金板は、各成分の含有量を所定範囲とするとともに、平均結晶粒径を所定範囲とし、さらに、Ｃｕｂｅ方位分布密度を所定範囲とすることから、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることにより意匠性を優れたものとすることができる。

供試材１（平均結晶粒径：４ｍｍ、Ｃｕｂｅ方位分布密度：８）の表面状態を示す写真の画像である。 供試材１１（平均結晶粒径：１ｍｍ、Ｃｕｂｅ方位分布密度：２３）の表面状態を示す写真の画像である。

以下、本発明に係るアルミニウム合金板を実施するための形態について、詳細に説明する。

［アルミニウム合金板］
本発明に係るアルミニウム合金板は、所定範囲の含有量のＭｇ、Ｍｎ＋Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、板表面における平均結晶粒径が所定範囲であり、Ｃｕｂｅ方位が所定値以下であることを特徴とする。そして、本発明に係るアルミニウム合金板は、ＭｎとＣｒとＺｒとの合計の含有量が所定範囲となるようにＺｒを含有していてもよく、さらに、所定範囲の含有量のＣｕを含有していてもよい。加えて、本発明に係るアルミニウム合金板は、引張強さが所定値以上であることが好ましい。

以下、本発明に係るアルミニウム合金板の各合金成分、平均結晶粒径、Ｃｕｂｅ方位、引張強さについて、数値限定した理由を説明する。

（Ｍｇ：２．０〜６．０質量％）
Ｍｇは、アルミニウム合金において固溶強化により強度を向上させる効果があり、さらにＳｉと共存する場合、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生成して強度向上に寄与する。Ｍｇの含有量を２．０質量％以上とすることにより、所望の強度を得ることができる。一方、Ｍｇの含有量が６．０質量％を超えると、結晶粒の核の数が多くなり過ぎてしまい、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｍｇの含有量は、２．０〜６．０質量％であり、好ましくは、３．０質量％以上、５．０質量％以下である。

（Ｍｎ＋Ｃｒ：０．０１〜０．２０質量％）
ＭｎとＣｒは、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるために必須となる成分である。ＭｎとＣｒの合計の含有量を０．０１質量％以上とすることにより、結晶粒の成長をピン止めするＭｎとＣｒが、仕上焼鈍において固溶することでピン止めが外され、所望の粒径まで結晶粒を成長（粗大化）させることができる。一方、ＭｎとＣｒの合計の含有量が０．２０質量％を超えてしまうと、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量（ＭｎとＣｒの合計の含有量）は、０．０１〜０．２０質量％であり、好ましくは、０．１４質量％以下であり、特に好ましくは、０．０５質量％以上、０．１１質量％以下である。

なお、ＭｎとＣｒは、本発明に係るアルミニウム合金板において略同じ役割を奏する成分であるため、ＭｎとＣｒの合計の含有量が前記の範囲である限り、Ｍｎ及びＣｒのいずれか一方の含有量が０．００質量％であってもよい。
ただし、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるという効果を確実なものとするため、Ｍｎの含有量は０．０１〜０．１０質量％が好ましく、Ｃｒの含有量は０．０１〜０．１０質量％が好ましい。

（Ｆｅ：０．２０質量％以下）
Ｆｅは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、また、アルミニウム合金中で、Ｍｎ、Ｓｉと共にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を生成する。Ｆｅは強度の向上に寄与するものの、Ｆｅの含有量が０．２０質量％を超えると、これら金属間化合物を核とした結晶粒の数が多くなり過ぎてしまい、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｆｅの含有量は、０．２０質量％以下（０質量％も含む）であり、好ましくは、０．０１質量％以上、０．１５質量％以下である。

（Ｓｉ：０．１０質量％以下）
Ｓｉは、地金不純物としてアルミニウム合金中に混入するものであり、また、アルミニウム合金において固溶強化により強度を向上させる効果があり、さらにＭｇと共存する場合、Ｍｇ−Ｓｉ系金属間化合物を生成して強度向上に寄与する。しかし、Ｓｉの含有量が０．１０質量％を超えると、これら金属間化合物を核とした結晶粒の数が多くなり過ぎてしまい、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｓｉの含有量は、０．１０質量％以下（０質量％も含む）であり、好ましくは、０．００５質量％以上、０．０６質量％以下である。

（Ｚｒをさらに含有する場合、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ：０．０１〜０．２０質量％）
Ｚｒは、前記のＭｎやＣｒと同様、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させる効果を発揮する成分である。Ｚｒをさらに含有する場合、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量を０．０１質量％以上とすることにより、結晶粒の成長をピン止めするＭｎとＣｒとＺｒが、仕上焼鈍において固溶することでピン止めが外され、所望の粒径まで結晶粒を成長（粗大化）させることができる。一方、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量が０．２０質量％を超えてしまうと、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの含有量（ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量）は、０．０１〜０．２０質量％であり、好ましくは、０．１４質量％以下であり、特に好ましくは、０．０５質量％以上、０．１１質量％以下である。

なお、ＭｎとＣｒとＺｒは、本発明に係るアルミニウム合金板において略同じ役割を奏する成分であるため、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量が前記の範囲である限り、Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒのいずれか１成分または２成分の含有量が０．００質量％であってもよい。

（Ｃｕをさらに含有する場合、Ｃｕ：０．６０質量％以下）
Ｃｕの含有量が０．６０質量％を超えると、結晶粒の核の数が多くなり過ぎてしまい、板表面に発現する結晶粒の平均結晶粒径が小さくなってしまう。
したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕの含有量は、０．６０質量％以下であり、好ましくは、０．５０質量％以下である。

（不可避的不純物）
不可避的不純物として、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｐｂ等が本発明の効果を妨げない範囲で含有されていてもよい。詳細には、それぞれ０．０５質量％以下、合計０．２０質量％以下、好ましくは、それぞれ０．０１質量％以下、合計０．１０質量％以下、の範囲で含有されていてもよい。
そして、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｐｂ等については、前記した所定の含有量を超えなければ、不可避的不純物として含有される場合だけではなく、積極的に添加される場合であっても、本発明の効果を妨げない。
例えば、Ｔｉであれば、鋳造工程における鋳塊組織の微細化を目的に、Ｔｉ単体、或いは、Ｔｉ−Ｂで添加でき、その場合のＢ量は０．０１質量％程度であれば、本発明の効果を妨げない。
また、前記した上限値のみ規定しているＦｅ、Ｓｉ、必須成分ではないＺｒ、Ｃｕについても、不可避的不純物として含まれていてもよい。
なお、不可避的不純物として挙げた各元素の含有量は、当然、０質量％であってもよい。

（平均結晶粒径：１〜１０ｍｍ）
本発明に係るアルミニウム合金板は、板表面における平均結晶粒径が、１〜１０ｍｍとする。
平均結晶粒径が１ｍｍ以上の大きなものであると、アルミニウム合金板を後記する各種用途に適用した際に、意匠性に優れたものであると人に認識させることができる。一方、平均結晶粒径が１０ｍｍを超えると、成形性を低下させてしまう。
したがって、平均結晶粒径は、１〜１０ｍｍであり、好ましくは、３ｍｍ以上、８ｍｍ以下である。

平均結晶粒径は、次の方法により測定することができる。
後記する製造方法における仕上焼鈍後のアルミニウム合金板の表面をタッカー氏液（塩酸、硝酸、フッ酸）によりエッチングし、水洗・乾燥した後に、目視にて圧延方向に切片法を用いて平均結晶粒径の値を算出する。なお、切片法を用いた測定は、例えば、１測定ライン長さを５０ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを５０×１５ｍｍとすればよい。また、結晶粒径が１ｍｍ未満の場合は、バーカー法にてそれぞれ結晶粒を現出させ、光学顕微鏡にて写真撮影後、同様に切片法により平均結晶粒径を算出すればよい。
なお、平均結晶粒径については、前記した各合金成分の含有量で制御するとともに、後記する製造方法の工程の中でも、特に第２冷間圧延工程の圧下率（第１実施形態の場合）や、熱間圧延工程の最終パスの圧下率（第２実施形態の場合）により制御することができる。

（Ｃｕｂｅ方位分布密度：２０以下）
本発明に係るアルミニウム合金板は、板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して、２０以下（詳細には、結晶方位分布関数解析による板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０以下）である。Ｃｕｂｅ方位分布密度が、２０以下であると、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる。
したがって、Ｃｕｂｅ方位分布密度は、２０以下であり、１５以下であることが好ましい。

Ｃｕｂｅ方位分布密度は、次の方法により測定することができる。
後記する製造方法における仕上焼鈍後（詳細には、仕上焼鈍後、バフ研磨した後、１０％フッ酸により約３０秒間化学研磨し、水洗・乾燥した状態）のアルミニウム合金板の表面を、例えば、株式会社リガク製のＸ線回折装置［型式「リガクＲＡＤ−ｒＸ」（Ｒｕ−２００Ｂ）］を用いて計測することで、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位分布密度を求めることができる。そして、当該Ｘ線回折装置を用いて不完全極点図による結晶方位分布関数解析（ＯＤＦ解析）を行えばよい。詳細には、ｓｃｈｌｕｚの反射法により、｛１００｝面、｛１１１｝面の不完全極点図を作成し、Ｂｕｎｇｅの反復級数展開法（ｐｏｓｉｔｉｖｉｔｙ法）を適用してＯＤＦ解析を実施し、Ｃｕｂｅ方位分布密度を求めることができる。
なお、Ｃｕｂｅ方位分布密度については、前記した各合金成分（特にＭｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒ）の含有量で制御するとともに、後記する製造方法の工程の中でも、特に第２冷間圧延工程の圧下率（第１実施形態の場合）や、熱間圧延工程の最終パスの圧下率（第２実施形態の場合）により制御することができる。

（引張強さ：１５０ＭＰａ以上）
本発明に係るアルミニウム合金板は、引張強さが、１５０ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さが１５０ＭＰａ以上であると、後記する各種用途の合金板としての強度を確保することができる。
したがって、引張強度は、１５０ＭＰａ以上が好ましく、２００ＭＰａ以上が特に好ましい。

引張強さは、次の方法により測定することができる。
後記する製造方法における仕上焼鈍後のアルミニウム合金板から引張方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ５号の試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を実施することにより、引張強さを測定する。
なお、引張強さについては、前記した各合金成分の含有量で制御するとともに、後記する製造方法の工程の中でも、特に各工程の熱履歴及び圧下率によって制御することができる。

（アルミニウム合金板の状態）
本発明に係るアルミニウム合金板とは、基本的には、後記の製造方法における仕上焼鈍を施した後であって表面処理を施す前の合金板のことを指すが、仕上焼鈍後の合金板に対して表面処理を施したものも含む。
ここで、「表面処理を施したもの」とは、仕上焼鈍後の合金板に前処理（サンドブラスト、研磨等の機械的前処理、脱脂、エッチング等の化学的前処理）を施したもの、さらに、陽極酸化処理、着色処理、封孔処理を施したもの等、一般的に行われている表面処理を施したものである。

ただし、アルミニウム合金板に表面処理を施す場合において、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した後に、陽極酸化処理（アルマイト処理）を施すと、アルミニウム合金板の表面に凹凸が形成され、当該凹凸により反射率が低下する。その結果、アルミニウム合金板の表面が暗く見えてしまい、意匠性を低下させる可能性がある。
したがって、表面処理を施すことにより、アルミニウム合金板の耐疵付き性等を向上させたい場合、前記の「表面処理を施したもの」とは、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した後に、陽極酸化処理を施す代わりに、樹脂皮膜を形成する処理を施したものが好ましい。
なお、この樹脂皮膜とは、例えば、フッ素系樹脂皮膜（具体的には、特許第３９６６５２０号、特許第３８４６８０７号、特許第５２５５６１２号等参照）や、ポリエステル系樹脂皮膜（具体的には、特許第４４４８５１１号等参照）や、エポキシ系樹脂皮膜（具体的には、特許第４１３４２７号等参照）であるのが好ましい。そして、この樹脂皮膜は、膜厚については特に限定されず、例えば、０．１〜１０μｍであればよい。

（用途）
本発明に係るアルミニウム合金板は、優れた意匠性を奏することから、意匠性が要求されるもの、つまり、人が視認する可能性のあるありとあらゆる有体物に適用することができる。
例えば、屋根、壁、床等の「建築材料用」、機械や電気機器等を収納する「筐体用」、自動車、船舶、鉄道車両等の輸送機器の「外板又は内板パネル用」、または「飲料缶用」として、本発明に係るアルミニウム合金板を適用することができる。

本発明に係るアルミニウム合金板の板厚は、特に限定されず、薄めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ未満）であっても、厚めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ以上）であってもよく、前記の用途に応じて、適宜選択すればよい。

本発明に係るアルミニウム合金板は、以上説明したとおりであるが、その他の明示していない特性等については、従来公知のものであればよく、前記特性によって得られる効果を奏する限りにおいて、限定されないことは言うまでもない。

［アルミニウム合金板の製造方法］
次に、本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法を説明する。
なお、本発明に係るアルミニウム合金板は２つの方法により製造することができるため、以下では、第１実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法と第２実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法とに分けて説明する。

（第１実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法）
本発明に係るアルミニウム合金板は、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、第１冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、第２冷間圧延工程と、仕上焼鈍工程と、を行うことによって製造される。
また、本発明に係るアルミニウム合金板は、仕上焼鈍工程後に表面処理工程を行うことによって製造してもよい。
以下、前記各工程を中心に説明する。

（鋳造工程）
鋳造工程では、前記の成分組成であるアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して、所定の厚さ（例えば、４００〜６００ｍｍ程度）の鋳塊とする。

（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程では、鋳造工程で鋳造した鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理を施す。鋳塊に均質化熱処理を施すことによって、内部応力が除去され、鋳造時に偏析した溶質元素が均質化され、また、鋳造冷却時やそれ以降に析出した金属間化合物が成長する。
この均質化熱処理工程における熱処理温度は、４００〜５５０℃が好ましい。４００℃以上とすることにより、前記した均質化の効果を得ることができる。一方、処理温度が５５０℃を超えると、結晶粒の核となる金属間化合物が減少してしまうことで、最終的に得られる結晶粒のサイズが大きくなってしまう。
なお、熱処理時間については、特に限定されず、１〜２４時間とすればよい。

均質化熱処理工程は、均質化熱処理の後、冷却することなく熱間圧延を行う「１回均熱」であっても、均質化熱処理の後、一旦、熱間圧延開始温度以下（例えば、常温）まで冷却し、面削を行った後に再加熱をして熱間圧延を行う「２回均熱」であっても、均質化熱処理の後、熱間圧延開始温度まで冷却し、熱間圧延を行う「２段均熱」であってもよい。
ここで、「１回均熱」「２段均熱」を行う場合は、均質化熱処理工程の前に面削を行っておけばよい。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、均質化された鋳塊に熱間圧延を施す。
この熱間圧延工程における圧延開始温度や圧延終了温度は特に限定されず、例えば、圧延開始温度を４００〜５５０℃とし、圧延終了温度を、２５０〜３８０℃とすればよい。
そして、複数のパスからなる熱間圧延を施すことにより、所望の板厚の熱間圧延板（ホットコイル）とすることができる。

（第１冷間圧延工程）
第１冷間圧延工程では、熱間圧延板に再結晶温度以下（例えば、常温）で冷間圧延を施す。
この第１冷間圧延工程における圧下率は特に限定されず、０〜８０％とすればよい。
なお、圧下率０％とは、熱間圧延上がりで中間焼鈍を施す場合（第１冷間圧延は行わない場合）を示す。

（中間焼鈍工程）
中間焼鈍工程では、第１冷間圧延工程後の圧延板に焼鈍を施す。
この中間焼鈍工程における焼鈍温度や焼鈍時間は特に限定されず、例えば、３００〜４５０℃、１〜１２時間とすればよい。

（第２冷間圧延工程）
第２冷間圧延工程では、中間焼鈍後の圧延板に再結晶温度以下（例えば、常温）で冷間圧延を施す。
この第２冷間圧延工程における圧下率は３０％以上が好ましい。アルミニウム合金板のＭｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの含有量が本発明の規定する所定範囲である場合、圧下率を３０％以上とすることで、最終的に得られる結晶粒の粒径を所望の値まで大きくすることができるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる。そして、圧下率が大きくなるに従い、最終的に得られる結晶粒の粒径は、徐々に小さくなる。
つまり、本発明に係るアルミニウム合金板によると、特許文献１に係る従来技術と比較して、第２冷間圧延工程の圧下率を大きく設定することができる。

（仕上焼鈍工程）
仕上焼鈍工程では、第２冷間圧延工程後の圧延板に対して焼鈍を施す。
仕上焼鈍工程における焼鈍温度は、４５０〜５５０℃が好ましい。焼鈍温度を４５０℃以上とすることにより、結晶粒の成長をピン止めしていたＭｎ、Ｃｒ（さらにＺｒ）が固溶し、一気に結晶粒を成長（粗大化）させることで、結晶粒の粒径を所望の値まで大きくすることができる。一方、焼鈍温度が６００℃を超えると、融解してしまう。
なお、焼鈍時間については、特に限定されず、１〜１２時間とすればよい。

仕上焼鈍工程における焼鈍は、急速に加熱冷却を行う連続焼鈍（ＣＡＬ）だと、十分に結晶粒が成長（粗大化）しないため、バッチ焼鈍（箱焼鈍）が好ましい。なお、バッチ焼鈍を行う際の設備等は、従来公知のものを用いればよい。

（表面処理工程）
表面処理工程では、仕上焼鈍工程後の圧延板に対して表面処理を施す。
表面処理工程における表面処理としては、「前処理」（サンドブラスト、研磨等の機械的前処理、脱脂、エッチング等の化学的前処理）、「陽極酸化処理」、「着色処理」、「封孔処理」等、一般的に行われている表面処理が挙げられる。

例えば、表面処理工程では、仕上焼鈍工程後の圧延板を、水酸化ナトリウム水溶液（６０℃、１０％）で１分間の洗浄を行った後、硝酸水溶液（１０％）で１分間のスマット除去を行えばよい。そして、当然、洗浄・スマット除去という前処理の後、陽極酸化処理→着色処理→封孔処理を行ってもよい。

ただし、表面処理工程において、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した後に、陽極酸化処理（アルマイト処理）を施すと、アルミニウム合金板の表面に凹凸が形成され、当該凹凸により反射率が低下する。その結果、アルミニウム合金板の表面が暗く見えてしまい、意匠性を低下させる可能性がある。
したがって、表面処理によりアルミニウム合金板の耐疵付き性等を向上させるケースにおいて、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した場合、当該エッチングの後に陽極酸化処理を施すのではなく、樹脂皮膜を形成する処理を施すのが好ましい。
なお、樹脂皮膜を形成する処理としては、例えば、フッ素系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第３９６６５２０号、特許第３８４６８０７号、特許第５２５５６１２号等参照）や、ポリエステル系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第４４４８５１１号等参照）や、エポキシ系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第４１３４２７号等参照）という処理を行えばよい。

次に、第２実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法について説明する。
（第２実施形態に係るアルミニウム合金板の製造方法）
本発明に係るアルミニウム合金板は、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間圧延工程と、仕上焼鈍工程と、を行うことによって製造される。
また、本発明に係るアルミニウム合金板は、仕上焼鈍工程後に表面処理工程を行うことによって製造してもよい。
以下、前記各工程を中心に説明する。

（鋳造工程）
鋳造工程では、前記の成分組成であるアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法等の公知の鋳造法により鋳造し、アルミニウム合金の固相線温度未満まで冷却して、所定の厚さ（例えば、４００〜６００ｍｍ程度）の鋳塊とする。

（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程では、鋳造工程で鋳造した鋳塊を圧延する前に、所定温度で均質化熱処理を施す。鋳塊に均質化熱処理を施すことによって、内部応力が除去され、鋳造時に偏析した溶質元素が均質化され、また、鋳造冷却時やそれ以降に析出した金属間化合物が成長する。
この均質化熱処理工程における熱処理温度は、４００〜５５０℃が好ましい。４００℃以上とすることにより、前記した均質化の効果を得ることができる。一方、処理温度が５５０℃を超えると、結晶粒の核となる金属間化合物が減少してしまうことで、最終的に得られる結晶粒のサイズが大きくなってしまう。
なお、熱処理時間については、特に限定されず、１〜２４時間とすればよい。

均質化熱処理工程は、均質化熱処理の後、冷却することなく熱間圧延を行う「１回均熱」であっても、均質化熱処理の後、一旦、熱間圧延開始温度以下（例えば、常温）まで冷却し、面削を行った後に再加熱をして熱間圧延を行う「２回均熱」であっても、均質化熱処理の後、熱間圧延開始温度まで冷却し、熱間圧延を行う「２段均熱」であってもよい。
ここで、「１回均熱」「２段均熱」を行う場合は、均質化熱処理工程の前に面削を行っておけばよい。

（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、均質化された鋳塊に熱間圧延を施す。
この熱間圧延工程における圧延開始温度や圧延終了温度は特に限定されず、例えば、圧延開始温度を４００〜５５０℃とし、圧延終了温度を、２５０〜３８０℃とすればよい。
そして、複数のパスからなる熱間圧延を施すことにより、所望の板厚の熱間圧延板（ホットコイル）とすることができる。

なお、熱間圧延工程における最終パスの圧下率（詳細には、仕上げ熱間圧延の最終パス圧下率）は、１０％を超え４５％以下が好ましい。アルミニウム合金板のＭｎ＋Ｃｒ、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｚｒの含有量が本発明の規定する所定範囲である場合、最終パスの圧下率を前記の範囲内とすることにより、最終的に得られる結晶粒の粒径を所望の値まで大きくすることができるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができる。
そして、熱間圧延工程における最終パスの圧下率が４５％を超えると、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させ難くなり、一方、１０％以下であると、スリップしてしまい熱間圧延板を得られなくなる。

（仕上焼鈍工程）
仕上焼鈍工程では、熱間圧延工程後の圧延板に対して焼鈍を施す。
仕上焼鈍工程における焼鈍温度は、４５０〜５５０℃が好ましい。焼鈍温度を４５０℃以上とすることにより、結晶粒の成長をピン止めしていたＭｎ、Ｃｒ（さらにＺｒ）が固溶し、一気に結晶粒を成長（粗大化）させることで、結晶粒の粒径を所望の値まで大きくすることができる。一方、焼鈍温度が６００℃を超えると、融解してしまう。
なお、焼鈍時間については、特に限定されず、１〜１２時間とすればよい。

仕上焼鈍工程における焼鈍は、急速に加熱冷却を行う連続焼鈍（ＣＡＬ）だと、十分に結晶粒が成長（粗大化）しないため、バッチ焼鈍（箱焼鈍）が好ましい。なお、バッチ焼鈍を行う際の設備等は、従来公知のものを用いればよい。

（表面処理工程）
表面処理工程では、仕上焼鈍工程後の圧延板に対して表面処理を施す。
表面処理工程における表面処理としては、「前処理」（サンドブラスト、研磨等の機械的前処理、脱脂、エッチング等の化学的前処理）、「陽極酸化処理」、「着色処理」、「封孔処理」等、一般的に行われている表面処理が挙げられる。

例えば、表面処理工程では、仕上焼鈍工程後の圧延板を、水酸化ナトリウム水溶液（６０℃、１０％）で１分間の洗浄を行った後、硝酸水溶液（１０％）で１分間のスマット除去を行えばよい。そして、当然、洗浄・スマット除去という前処理の後、陽極酸化処理→着色処理→封孔処理を行ってもよい。

ただし、表面処理工程において、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した後に、陽極酸化処理（アルマイト処理）を施すと、アルミニウム合金板の表面に凹凸が形成され、当該凹凸により反射率が低下する。その結果、アルミニウム合金板の表面が暗く見えてしまい、意匠性を低下させる可能性がある。
したがって、表面処理によりアルミニウム合金板の耐疵付き性等を向上させるケースにおいて、酸性の化学溶液を使用してエッチングを施した場合、当該エッチングの後に陽極酸化処理を施すのではなく、樹脂皮膜を形成する処理を施すのが好ましい。
なお、樹脂皮膜を形成する処理としては、例えば、フッ素系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第３９６６５２０号、特許第３８４６８０７号、特許第５２５５６１２号等参照）や、ポリエステル系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第４４４８５１１号等参照）や、エポキシ系樹脂皮膜の形成（具体的には、特許第４１３４２７号等参照）という処理を行えばよい。

ここまで、アルミニウム合金板の製造方法を２つに分けて説明したが、薄めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ未満）のアルミニウム合金板を製造する場合は、第１実施形態により製造するのが好ましく、厚めの板厚（例えば、板厚が２ｍｍ以上）のアルミニウム合金板を製造する場合は、第２実施形態により製造するのが好ましい。
また、Ｃｕｂｅ方位分布密度が１５以下であり、結晶粒と結晶粒との間のコントラストが非常に鮮明なアルミニウム合金板を製造する場合は、第１実施形態により製造するのが好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金板の製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、仕上焼鈍工程や表面処理工程の後に、アルミニウム合金板を所定の大きさに裁断する裁断工程や、所定の形状に加工（曲げ加工、穴抜き加工等）する加工工程を含めてもよい。

また、前記各工程において、明示していない条件については、従来公知の条件を用いればよく、前記各工程での処理によって得られる効果を奏する限りにおいて、その条件を適宜変更できることは言うまでもない。

次に、本発明に係るアルミニウム合金板について、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。

［供試材の作製］
表１の供試材１〜２１については、表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造にて鋳塊を作製し、面削処理を行い厚み５８０ｍｍとした。この鋳塊に、均質化熱処理を行ったのち、熱間圧延（開始温度：４８０℃、終了温度：３２０℃、最終板厚：３ｍｍ、最終パス圧下率：表１に示す）を施して、熱間圧延板とした。その後、第１冷間圧延（圧下率：５８％）、中間焼鈍（温度：３５０℃、時間：４ｈ）、第２冷間圧延（圧下率：表１に示す）、仕上焼鈍（温度：５５０℃、時間：４ｈ）を施すことで、供試材を作製した。

表１の供試材２２〜２６については、表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解し、半連続鋳造にて鋳塊を作製し、面削処理を行い厚み５８０ｍｍとした。この鋳塊に、均質化熱処理を行ったのち、熱間圧延（開始温度：４８０℃、終了温度：３２０℃、最終板厚：表１に示す、最終パス圧下率：表１に示す）を施して、熱間圧延板とし、仕上焼鈍（温度：５５０℃、時間：４ｈ）を施すことで、供試材を作製した。

そして、供試材１〜２６には、仕上焼鈍後、表面処理を行った。この表面処理は、供試材に対して、水酸化ナトリウム水溶液（６０℃、１０％）で１分間の洗浄を行った後、硝酸水溶液（１０％）で１分間のスマット除去を行うというものであった。

［評価］
（平均結晶粒径）
スマット除去後の供試材の表面を、タッカー氏液（塩酸、硝酸、フッ酸）によりエッチングし、水洗・乾燥した後に、目視にて圧延方向に切片法を用いて平均結晶粒径の値を算出した。なお、切片法を用いた測定は、１測定ライン長さを５０ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを５０×１５ｍｍとした。また、結晶粒径が１ｍｍ未満の場合は、バーカー法にてそれぞれ結晶粒を現出させ、光学顕微鏡にて写真撮影後、同様に切片法により平均結晶粒径を算出した。

（引張強さ）
供試材から引張方向が圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ５号の試験片を切り出した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を実施し、引張強さを測定した。
なお、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

（Ｃｕｂｅ方位）
Ｃｕｂｅ方位の測定は、仕上焼鈍後、バフ研磨した後、１０％フッ酸により約３０秒間化学研磨し、水洗・乾燥した供試材の表面を、株式会社リガク製のＸ線回折装置［型式「リガクＲＡＤ−ｒＸ」（Ｒｕ−２００Ｂ）］を用いて計測することで、ランダム方位に対するＣｕｂｅ方位分布密度を求めた。当該Ｘ線回折装置を用いて不完全極点図によるＯＤＦ解析を行った。詳細には、ｓｃｈｌｕｚの反射法により、｛１００｝面、｛１１１｝面の不完全極点図を作成し、Ｂｕｎｇｅの反復級数展開法（ｐｏｓｉｔｉｖｉｔｙ法）を適用してＯＤＦ解析を実施し、Ｃｕｂｅ方位分布密度を求めた。

詳細なアルミニウム合金の成分、及び、試験結果を表１に示す。なお、表１において、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。

［結果の検討］
供試材１〜１０、２２〜２４については、本発明の規定する要件を満たしていることから、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができるという結果となった。
また、供試材１〜１０、２２〜２４については、引張強さについても、１５０ＭＰａ以上となり、合金板に要求される一定の強度についても有しているとの結果となった。
なお、供試材１は、図１に示すように、平均結晶粒径が大きくなり、意匠性に優れることが確認できた。

一方、供試材１１は、Ｍｇの含有量が、本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったため、引張強さが低く、合金板として不適であるとの結果となった。また、供試材１１は、Ｍｇの含有量が、本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったため、板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０を超えてしまった。
なお、供試材１１は、図２に示すように、平均結晶粒径が小さくなり、意匠性に劣ることが確認できた。
供試材１２は、Ｍｇの含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１３は、ＭｎとＣｒの合計の含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１４、ＭｎとＣｒの合計の含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。

供試材１５は、Ｆｅの含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１６は、Ｓｉの含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１７は、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１８は、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量が、本発明で規定する数値範囲の下限値未満であったため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材１９は、Ｃｕの含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材２０は、第２冷間圧延における圧下率が低く、平均結晶粒径が小さかったため、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材２１は、特許文献１に係る技術を想定したものであり、Ｍｎ＋Ｃｒの含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えており、第２冷間圧延における圧下率が低かったため、板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０を超えてしまった。よって、供試材２１は、板表面に発現する結晶粒と結晶粒との間のコントラストが小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材２５は、ＭｎとＣｒとＺｒの合計の含有量が、本発明で規定する数値範囲の上限値を超えていたため、板表面に発現した結晶粒が小さく、意匠性に劣るとの結果となった。
供試材２６は、熱間圧延における最終パスの圧下率が高く、平均結晶粒径が小さかったため、意匠性に劣るとの結果となった。

以上の結果より、本発明に係るアルミニウム合金板は、大きな粒径の結晶粒模様を板表面に発現させるとともに、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを鮮明にすることができることがわかった。

なお、供試材１〜１０、２２〜２４について、膜厚が２μｍのフッ素系樹脂皮膜を形成（特許第３９６６５２０号の段落００３４、００４０の実施例１と同様の方法により形成）させた後、Ｃｕｂｅ方位分布密度を測定したが、形成前とほとんど変わらない結果となった。
よって、樹脂皮膜であれば、結晶粒と結晶粒との間のコントラストを低下させることなく、当該樹脂皮膜が奏する効果（耐疵付き性等）を享受できることがわかった。

Claims (8)

1. Ｍｇ：２．０〜６．０質量％、Ｍｎ＋Ｃｒ：０．０１〜０．２０質量％、Ｆｅ：０．２０質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
   板表面における平均結晶粒径が１〜１０ｍｍであり、
   板表面のＣｕｂｅ方位分布密度がランダム方位に対して２０以下であることを特徴とするアルミニウム合金板。
2. 前記Ｍｎと前記Ｃｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．１４質量％であ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板。
3. Ｚｒをさらに含有し、
   前記Ｍｎと前記Ｃｒと前記Ｚｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．２０質量％であ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板。
4. 前記Ｍｎと前記Ｃｒと前記Ｚｒとの合計の含有量が、０．０１〜０．１４質量％であ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板。
5. Ｃｕをさらに含有し、
   前記Ｃｕの含有量が、０．６０質量％以下であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板。
6. 引張強さが１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板。
7. 請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板に表面処理を施したものであることを特徴とするアルミニウム合金板。
8. 請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板の表面に樹脂皮膜が形成されたものであることを特徴とするアルミニウム合金板。