JP5342201B2 - 成形性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Description

本発明は、ストレッチャーストレインマークの発生が少なく、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板およびアルミニウム合金板の成形方法に関するものである。本発明で言うアルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板であって、これら圧延上がりままの状態である（非調質）か、焼鈍などの調質されたアルミニウム合金板を言う。また、以下、アルミニウムをＡｌとも言う。

近年、地球環境などへの配慮の観点から、自動車等の車両の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車パネル、特にフード、ドア、ルーフなどの大型ボディパネル（アウタパネル、インナパネル）の材料として、鋼板等の鉄鋼材料にかえてアルミニウム材料の適用が検討されている。

Ａｌ−Ｍｇ系のＪＩＳ５０５２合金やＪＩＳ５１８２合金等の５０００系アルミニウム合金板（以下、Ａｌ−Ｍｇ系合金板とも言う）は、延性および強度に優れることから、従来から、プレス成形されるこれら大型ボディパネル用の素材として使用されている。

しかし、特許文献１などに開示される通り、Ａｌ−Ｍｇ系合金について引張試験を行なえば、応力−歪曲線上の降伏点付近で降伏伸びが生じる場合があり、また降伏点を越えた比較的高い歪量（例えば引張伸び２％以上）で応力−歪曲線に鋸歯状もしくは階段状のセレーション（振動）が生じる場合がある。これらの応力−歪曲線上の現象は、実際のプレス成形時においていわゆるストレッチャーストレイン（以下ＳＳマークと記す）の発生を招き、成形品である前記大型ボディパネル、特に外観が重要なアウタパネルにとって大きな問題となる。

前記ＳＳマークは、公知のように、歪量の比較的低い部位で発生する火炎状の如き不規則な帯状模様のいわゆるランダムマークと、歪量の比較的高い部位で引張方向に対し約５０°をなすように発生する平行な帯状模様のパラレルバンドとに分けられる。前者のランダムマークは降伏点伸びに起因し、また後者のパラレルバンドは応力−歪曲線上のセレーションに起因することが知られている。

従来から、Ａｌ−Ｍｇ系合金におけるＳＳマークを解消する方法が種々提案されている。例えば、通常、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の結晶粒度が微細なほど、ＳＳマークは顕著に観察される。そこでＳＳマークの解消のための方法の一つとして、結晶粒をある程度粗大に調整する方法が従来から知られている。この方法は、ＳＳマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。

ただ、このような結晶粒の調整方法では、結晶粒が粗大になり過ぎれば、プレス成形によって表面に肌荒れが発生するなどの別の問題が生じる。このような表面の肌荒れの防止は、ＳＳマークの発生防止と同時に行うことが実際には非常に困難である。また、この結晶粒の調整方法は、致命的には、ＳＳマークのうちでも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には余り有効ではない。

また、ＳＳマークの解消のための従来の方法として、Ａｌ−Ｍｇ系合金板のＯ材（軟質材）もしくはＴ４処理材などの調質材に、前記大型ボディパネルへのプレス成形前に、予めスキンパス加工あるいはレベリング加工等の若干の加工（予加工）による歪み（予歪み）を与えておくことが知られている。この方法はＳＳマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。前記予加工によって、予め多くの変形帯を形成しておけば、Ａｌ−Ｍｇ系合金板のプレス成形の際に、これらの多数の変形帯が降伏の起点として機能する。このため、降伏時における急激かつ不均一な変形が生じなくなる。すなわち、これら急激かつ不均一な変形による降伏伸びが発生しなくなり、ランダムマークも抑制される。

一般にＡｌ−Ｍｇ系合金中では、Ｍｇがコットレル雰囲気を形成して転位を固着しているため、プレス成形の際に降伏を生ぜしめるためには、余分な応力を必要とする。これに対して、プレス成形の際に、一旦ある箇所で降伏が開始されれば、応力の増加を伴わなくても、その箇所から雪崩的に変形が伝播し、その結果、Ａｌ−Ｍｇ系合金板内で不均一な変形が急激に生じることになる。このように応力の増加を伴わずに、変形が急激に進むため、応力−歪曲線上で降伏伸びが現れ、またその急激な変形が不均一であるため、プレス成形時には火炎状等のランダムマークが発生することになる。

ただ、このような予加工を与えることによって降伏伸びの発生を抑制し、ＳＳマーク特にランダムマークの発生を防止する方法でも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には限界がある。即ち、予加工の加工度が高くなりすぎた場合には、この予加工を行なったＡｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験を行なえば、充分に剛性の大きな試験機を用いた場合でも、応力−歪曲線上で歪ピッチの長い階段状のセレーションが生じやすくなる。このようなセレーションは、実際のプレス成形時においても、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生につながりやすく、前記予加工の加工度には、自ずと制約がある。

しかし、加工度の小さい予加工でもある程度は降伏伸びを抑制することができるが、逆に、安定して確実にランダムマークの方の発生を防止することができなくなる。元々ランダムマークが発生しやすい結晶粒の微細なＡｌ−Ｍｇ系合金板の場合は、低加工度の予加工では、ランダムマークが顕著に発生してしまう。また低加工度の予加工では、板内の場所による元板の厚さのわずかな変動が加工度のばらつきに大きな影響を与えてしまい、ランダムマークの発生を安定かつ確実に防止し得ない一因となる。したがって、予加工を与える方法では、応力−歪曲線上のセレーションに起因する前記パラレルバンドの発生防止と、前記ランダムマーク発生防止との最適加工度が相反するために、これら両者を同時に防止することができない。

なお、ＳＳマークのうちのパラレルバンドに関して、例えば機械式プレスによる金型成形時など、プレス成形時における歪速度が速い場合には、成形速度に留意すればパラレルバンドの発生が少なくなることが従来から知られている。しかし、成形速度がより小さい油圧プレス機等による成形では、特に、前述のような歪みピッチの大きい階段状セレーションが生じるようなＡｌ−Ｍｇ系合金板材料では、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生を免れ得なかった。

これに対して、前記した特許文献１では、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、前記応力−歪曲線上での階段状の幅の広いセレーションに関連する広幅のパラレルバンドの発生も抑制した、ストレッチャーストレインマークの発生が少ないＡｌ−Ｍｇ系合金板が提案されている。具体的には、Ａｌ−Ｍｇ系合金の圧延板に、急速冷却を伴なう特定条件での溶体化処理・焼入れを施し、その後特定条件での予加工としての冷間加工を行ない、さらに特定条件での最終焼鈍を施す。そして、平均結晶粒径が５５μｍ以下でかつ１５０μｍ以上の粗大結晶粒が実質的に存在しない最終板を得るものである。

前記急速冷却を伴なう溶体化処理・焼入れ（Ｔ４処理）では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の強度と成形性とのバランスをバッチ焼鈍材よりも優れさせ、また、焼入れ時に導入される空孔の作用により、ＳＳマークの発生を少なくする。続く、予加工としての冷間加工では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の耐力値が３０〜７５Ｎ／ｍｍ2 上昇するように行ない、特にランダムマークを解消する。この予加工で、降伏伸びの発生によってランダムマークが発生しやすい微細な結晶粒の材料（平均結晶粒径が２５〜３０μｍ）の場合でも、降伏伸びを抑制してランダムマークを解消することが可能となる。そして、さらに、前記溶体化処理温度よりも３０℃以上低い温度に急速加熱し、急速冷却する最終焼鈍を施すことによって、予加工による降伏伸び抑制の効果は維持しながら、予加工によって低下した延性、成形性の回復を図り、また予加工で生じた階段状セレーションを低減するものである。

また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板において、板の融解過程における熱的変化を示差熱分析（ＤＳＣ）により測定して得られた固相からの加熱曲線の５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さによって、プレス成形性向上の指標とすることも公知である。例えば、特許文献２では、双ロール式連続鋳造によって製造された、Ｍｇが８質量％を超える高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金板において、前記吸熱ピーク高さを５０．０μＷ以上として、プレス成形性を向上させている。

これは、前記ＤＳＣの５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さが、Ａｌ−Ｍｇ系合金板組織中のβ相と称せられるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の存在形態（固溶、析出状態の安定性）を示していることを根拠としている。そして、室温におけるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の析出状態が安定であるほど、前記高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金板の強度−延性バランスが低くなり、プレス成形性が低下するという。その一方で、室温におけるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の析出状態が準安定 (不安定) であるほど、前記高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金板の強度−延性バランスが高くなり、プレス成形性が向上するという。

前記ＤＳＣの５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さは、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物析出物の再固溶量を表し、この吸熱ピーク高さが高いほど、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物析出物はより低温で再固溶しやすく、再固溶量が多くなる。そして、この再固溶量が多いほど、室温における（プレス成形される）板のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の析出状態が安定では無く、準安定であることを意味している。

Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物は、ナノレベル以下の大きさで、１０万倍程度の透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）でも識別が難しい。しかも、前記した安定と準安定というＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の存在状態も、通常の固溶、析出状態を問題とする組織判別とは、また別の観点であり、ＴＥＭなどのミクロ組織観察では判別できない。したがって、特許文献２は、これらミクロ組織観察では判別や識別できない、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物のプレス成形性に対する挙動を、前記ＤＳＣによる吸熱ピーク高さで定量的に把握した点で意味があると言える。
特開平７−２２４３６４号公報 特開２００６−２４９４８０

しかし、特許文献１では、階段状のセレーションを軽微にできるだけであり（特許文献１の実施例の階段状セレーション評価の説明より）、そのためストレッチャーストレインマークの一つであるパラレルバンドは完全には抑制できない。これに対し、最近の前記大型ボディパネル、特に外観が重要なアウタパネルでは表面性状の要求レベルが更に厳しくなってきており、これら特許文献１、２では、ストレッチャーストレインマークの発生の抑制策としては不十分になってきている。

このような課題に鑑み、本発明の目的は、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、パラレルバンドの発生を同時に抑制できる、ＳＳマークを抑制し成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供することである。

この目的を達成するために、本発明の成形性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板であって、Ｍｇ：２.０〜７．０質量％、Ｚｎ：１．０〜４．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、この板の融解過程における熱的変化を下記条件の示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ以上であることとする。
但し、前記示差熱分析の条件は、前記Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の任意の場所から切り出した５つの直径３ｍｍの円盤状試料につき、試験装置：セイコ−インスツルメンツ社製ＤＳＣ２２０Ｃ、標準物質: 純アルミ、試料容器: 純アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、試料容器内雰囲気: アルゴンガス（ガス流量５０ｍｌ／ｍｉｎ）、前記試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの条件にて各々測定した場合の、前記１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さの最大値を各々求めることとし、これらの最大値を平均化したものを前記吸熱ピーク高さとした。

ここで、前記Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。また、前記アルミニウム合金板が自動車アウタパネル用であることが好ましい。

また、前記アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが８％以上であることが好ましい。

本発明では、ＡｌとＭｇとによって形成されるクラスタ（超微細金属間化合物）を一定量存在させ、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験における応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪み量（限界歪み量）をより高くする。さらにＺｎ等の第３元素の含有や添加によってそのクラスター形成量を増大させ、限界ひずみ量増大効果をより一層高めることができる。これによって、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制する。そして、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ストレッチャーストレインマークの発生を十分に抑制する。

また、本発明では、降伏伸びの発生抑制によるランダムマークの発生防止は、従来通り、前記予歪み（予加工）を与えることによって行う。これらによって、本発明では、前記歪量の比較的低い部位で発生するランダムマークと、前記歪量の比較的高い部位で発生するパラレルバンドとの、両方のストレッチャーストレインマーク（以下ＳＳマークとも言う）の発生を十分に抑制する。

以下に、本発明の実施の形態につき、各要件ごとに具体的に説明する。

（組織）
本発明では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の組織を、図１に示す、この板を示差熱分析（ＤＳＣ）して得られた、固相からの加熱曲線（以下、ＤＳＣ加熱曲線とも言う）の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さによって規定する。本発明は、このＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを高くすれば、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験における応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪み量（限界歪み量）をより高くすることができるという知見に基づく。

図１では、Ａｌ−６質量％Ｍｇ合金であって、通常条件で作製した比較例（点線）、Ｚｎ３質量％を含み、最終焼鈍後に１００℃で時効処理していない発明例（細い実線）、Ｚｎ３質量％を含み最終焼鈍後に１００℃で時効処理している発明例（太い実線）の３種類の板のＤＳＣ加熱曲線を測定している。ここで、図１において、１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さとは、１００〜１５０℃の間で下方に凹な（下方に向けて凸な曲線）となっている、ＤＳＣ加熱曲線の、基準線０．００からの高さ（深さ）である。

この内、図１の発明例のように、Ａｌ−Ｍｇ系合金板のＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上に高くすれば、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験における応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪み量εｃ（限界歪み量）を８％以上、より好ましくは１０％以上に高めることができる。

図２に前記図１、Ｚｎ３質量％を含むが最終焼鈍後に１００℃で時効処理していない発明例、図３に前記図１、通常条件で作製した比較例の、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験における応力−歪曲線上のセレーション発生状態を各々示す。図２の通り、Ａｌ−Ｍｇ系合金板のＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上に高くした前記発明例は、セレーションを抑制でき、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ストレッチャーストレインマークの発生を十分に抑制できている。

これに対して、図３の通り、比較例（前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ未満、前記セレーション発生の臨界歪み量εｃは３％）では、セレーションを抑制できず、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ストレッチャーストレインマークの発生を十分に抑制することができない。

（クラスタ）
前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さは、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の組織中に存在する、ＡｌとＭｇとで形成される（Ｚｎなどの第３元素を添加する場合には、該第３元素も含めて形成される）従来とは異なるタイプのクラスタ（超微細金属間化合物）と相関しているものと推測される。

この推測は、前記特許文献２のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物との違いにも基づいている。即ち、前記特許文献２のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の前記ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークは５０〜１００℃の間という、より低い温度範囲でしかない。これに対して、本発明の前記ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークは、これより高い温度範囲である１００〜１５０℃の間の吸熱ピークであり、吸熱ピークの温度範囲において明確に区別される。

更に、図１や後述する実施例によって裏付ける通り、本発明（発明例）では、前記ＤＳＣ加熱曲線の５０〜１００℃の間に、前記特許文献２のような吸熱ピークが存在しない。一方、前記特許文献２でも、その公報の図１の通り、あるいは後述する実施例によって裏付ける通り、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間に、本発明（発明例）のような吸熱ピークが存在しない。この事実からも、前記特許文献２と本発明とでは、単にＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピーク位置が違うのではなく、対象とする微細クラスタが違うことが明確である。

仮に、前記特許文献２と本発明とで、クラスタなり金属間化合物が、同じもの（同じ組成物）を対象とするならば、必然的に同じＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピーク位置となり、クラスタなり金属間化合物の組成が互いに異なるからこそ、前記ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークが異なっている。したがって、本発明と前記特許文献２とは、明らかに、Ａｌ−Ｍｇ系合金板としての組織が異なる。

因みに、本発明が前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピークの要因であると推測している、ＡｌとＭｇとで形成される（Ｚｎなどの第３元素を添加する場合には、該第３元素も含めて形成される）従来とは異なるタイプのクラスタは、前記特許文献２のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物と同じく、ナノレベル以下の大きさである。このため、１０万倍程度のＦＥ−ＴＥＭなどのミクロ組織観察では判別や識別できず、直接存在を裏付けることができない。

したがって、本発明では、これらの組織（ＡｌとＭｇとで形成される従来とは異なるタイプのクラスタで、Ｚｎなどの第３元素を添加する場合には、この第３元素も含めてクラスタとして形成される）を直接規定するのではなく、前記応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪み量やセレーション抑制と直接相関する、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピークを規定する。このため、本発明と前記特許文献２とは、前記ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピーク高さをプレス成形性向上の指標としている点では共通している。

ただ、繰り返しになるが、前記特許文献２と本発明とでは、対象とする組織や微細クラスタが違う。前記特許文献２で対象としているのは、Ｍｇ添加量が多い領域（８ｍａｓｓ％以上）でのＡｌ−Ｍｇ系合金板組織中のβ相と称せられるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の存在形態（固溶、析出状態の安定性）である。これに対して、本発明が対象としているのは、推測ではあるが、Ｍｇ添加量が少ない領域（７ｍａｓｓ％以下）であり、さらに最終焼鈍条件や付加焼鈍条件にも依存するＡｌとＭｇとで形成されるクラスタ（超微細金属間化合物）である。また、Ｚｎなどの第３元素を添加する場合には、これら第３元素とＡｌ、Ｍｇとのクラスタ（超微細金属間化合物）である。

前記特許文献２と本発明とが、違う組織であり、違うクラスタを対象としていることは、両者の達成される効果が異なることからも裏付けられる。前記した通り、特許文献２では、ストレッチャーストレインマークの発生を十分に抑制できない。これに対して、本発明では、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、前記応力−歪曲線上でのセレーションに関連するパラレルバンドの発生を同時には抑制できる。

本発明は、自動車パネル用素材板として、特に外観が重要なアウタパネルでの表面性状の要求レベルが更に厳しくなった場合でも、前記降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、前記応力−歪曲線上でのセレーションに関連するパラレルバンドの発生を、同時に抑制できる。この結果、自動車パネル用素材板の性能を大きく向上できる。

（化学成分組成）
本発明アルミニウム合金熱延板の化学成分組成は、基本的に、Ａｌ−Ｍｇ系合金であるＪＩＳ ５０００系に相当するアルミニウム合金とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

本発明は、特に、自動車パネル用素材板として、プレス成形性、強度、溶接性、耐食性などの諸特性を満足する必要がある。このため本発明熱延板は、５０００系アルミニウム合金の中でも、Ｍｇ：１．５〜７．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板とする。

また、このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークが、より顕著になり、一層の効果を発揮するために、前記Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が、更に、Ｚｎ：１．０〜４．０質量％を含むことが好ましい。また、前記Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。

Ｍｇ：１．５〜７．０質量％
Ｍｇは、加工硬化能を高め、自動車パネル用素材板としての必要な強度や耐久性を確保する。また、材料を均一に塑性変形させて破断割れ限界を向上させ、成形性を向上させる。Ｍｇの含有量が１．５％未満では、Ｍｇ含有のこれら効果発揮が不十分となる。一方、Ｍｇの含有量が７．０％を越えると、板の製造が困難となり、しかもプレス成形時に、却って粒界破壊が発生しやすくなり、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Ｍｇの含有量は１．５〜７．０質量％、好ましくは２．５〜６．５質量％の範囲とする。

Ｚｎ：１．０〜４．０質量％
Ｚｎは、このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークを顕著とし、一層の効果を発揮させるために、Ｚｎを選択的に１．０質量％以上含有させる。

Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板において、通常、Ｚｎは、Ｃｕとともに、析出強化によって強度を向上させる有効な元素と認識されている。また、前記特許文献１では、ＺｎがＳＳマークの抑制にも有効な元素と認識されている。しかし、本発明のように、後述する製造条件との組み合わせによって、ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークを本発明で規定する組織とでき、これによって、前記応力−歪曲線上でのセレーションに関連する広幅のパラレルバンドの発生を抑制して、ＳＳマークを抑制する点については公知では無い。

但し、Ｚｎの含有量が４．０質量％を越えれば、耐食性が低下してしまうから、Ｚｎの含有量は４．０質量％以下で、前記１．０〜４．０質量％の範囲内が望ましい。更に好ましくは２．０〜３．５質量％の範囲内である。

その他の元素：
本発明では、その他の元素として、更に、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕの内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。これらの元素は、溶解原料としてアルミニウム合金スクラップ量（アルミニウム地金に対する割合）が増すほど含有量が多くなる不純物元素である。即ち、Ａｌ合金板のリサイクルの観点から、溶解原料として、高純度アルミニウム地金だけではなく、５０００系合金やその他のＡｌ合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として使用した場合には、これら元素の混入量（含有量）が必然的に多くなる。そして、これら元素を例えば検出限界以下などに低減すること自体が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、これら元素には、少量だけ含有された場合には、結晶粒の微細化効果もある。Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のプレス成形時の肌荒れは、板の平均結晶粒径が５０μｍを超えるなど、結晶粒径が大きい場合に発生しやすく、板の結晶粒径は小さいほど好ましい。また、これらの元素は、同じく少量の含有で、成形性限界を向上させる効果もある。

ただ、一方で、これらの元素の含有量が多くなると、やはり、これら元素の弊害として、これらの元素に起因する粗大な晶出物や析出物が多くなり、破壊の起点になりやすく、却ってプレス成形性を低下させる。さらに、結晶粒径も微細になりすぎ、２５μｍ未満になるとＳＳマークも出やすくなる。したがって、これらの元素を含有する場合には、各々、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下の範囲とする。

製造方法：
本発明の板の製造方法について、以下に説明する。本発明では、溶体化処理前までの圧延工程までは、５１８２、５０８２、５０８３、５０５６など、Ｍｇを４．５％程度含む、成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の製造工程による製造方法で製造可能である。即ち、鋳造（ＤＣ鋳造法や連続鋳造法）、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が１．５〜５．０ｍｍであるアルミニウム合金熱延板とされる。この段階で製品板としても良く、また冷間圧延前もしくは冷間圧延の中途において１回または２回以上の中間焼鈍を選択的に行ないつつ、更に冷延して、板厚が１．５ｍｍ以下の冷延板の製品板としても良い。

（溶体化処理）
但し、本発明の板とするためには、以上のようにして得られた所要の板厚のこれら熱延板あるいは冷延板に対して、先ず、急速加熱や急速冷却を伴なう溶体化・焼入れ処理を行なう。このような溶体化・焼入れ処理を行なった材料、いわゆるＴ４処理材は、バッチ焼鈍材と比較して強度と成形性とのバランスに優れ、また焼入れ時に導入される空孔の作用によりＳＳマークの発生も少なくなる。

ここで、溶体化処理温度の適正値は具体的な合金組成によって異なるが、４００℃以上５７０℃以下の範囲内とする必要があり、また溶体化処理温度での保持は１８００秒（３０分）以内とする必要がある。溶体化処理温度が４００℃未満では合金元素の固溶が不充分となって強度・延性等が低下する恐れがある。一方、溶体化処理温度が５７０℃を越えれば、結晶粒が過度に粗大化して成形性の低下や成形時の肌荒れの発生が問題となる。また溶体化処理温度での保持時間が１８００秒を越えれば、結晶粒の過度の粗大化の問題が生じる。

（焼入れ処理）
さらに溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度は、高温域では急冷、低温域では緩冷とする必要がある。すなわち、先ず、板の温度が溶体化温度から１００℃までの冷却速度は５℃／秒以上とする必要がある。冷却速度が５℃／秒未満では、ＳＳマークの発生を抑制する効果が小さくなり、この後に予加工および焼鈍を加えて最終板としてもＳＳマークが発生する恐れがある。

この急冷に続く、板の温度が１００℃以下、室温までの冷却速度は、本発明の板として、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上とするために重要である。この低温域の冷却は緩冷とする必要があり、１００℃以下、室温までの冷却速度を１℃／分以下の冷却速度で、緩冷却を行う。緩冷とするために下限値は特に決めないが０．０１℃／分以上であることが好ましい。

このような焼入れ条件によって、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の組織中に、ＡｌとＭｇとで形成される（Ｚｎなどの第３元素を添加する場合には、該第３元素も含めて形成される）従来とは異なるタイプのクラスタ（超微細金属間化合物）が生成すると推考される。したがって、この低温域の冷却を、前記高温領域での急冷速度あるいは前記１℃／分を超える冷却速度とするなど、この焼入れの条件が不適切であれば、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上とし、ＳＳマークの発生を確実に防止できる量だけ、該クラスタが生成しないものと推測される。すなわち、この低温域の冷却が１℃／分を超える冷却速度では、この後に予歪を加えて最終板としてもＳＳマークが発生する恐れがある。

なお、このような溶体化処理・焼入れは、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）等を用いて連続的に行なっても良いし、あるいは加熱にソルトバス等を、冷却に水焼入れ、油焼入れ、強制空冷等を用いてバッチ式で行なっても良い。ここで最も好適なＣＡＬを用いた溶体化処理・焼入れを実施した場合、室温〜溶体化処理温度までの一般的な加熱および冷却の速度はともに５〜１００℃／秒程度である。

（予歪）
本発明の板とするためには、ＳＳマークのうち、特にランダムマーク解消のために、従来通り、これら溶体化処理・焼入れを施した後、更に、板に予歪みを与える冷間加工（予加工）を行なう。これらは、例えば、スキンパス圧延、冷間圧延もしくはローラーレベラーによる繰返し曲げ加工などにより行なう。このように耐力値の増加分が特定の範囲内となるように調整して予加工としての冷間加工を行なうことによって、プレス成形時の降伏伸びの発生を確実に抑制して、ＳＳマーク、特にランダムマークの発生を確実に防止することが可能となる。したがって、本発明Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、予め一定の予歪みを与えられた上でプレス成形されることが前提として好ましい。

予歪の付与量は、耐力値が若干増加するような、従来の一般的なランダムマーク発生防止のために行なわれている予加工と同等で良い。例えば、スキンパス圧延、冷間圧延もしくはローラーレベラーによる繰返し曲げ加工などでは加工率が１％〜５％程度の予歪を付与する。このような予歪（冷間加工）を与えることにより、積極的に材料内に多数の変形帯を導入することができ、降伏伸びの発生を確実に防止し、結晶粒の微細なＡｌ−Ｍｇ系合金板でもランダムマークの発生を安定して防止することが可能となる。これ以上の高い加工率では、最終焼鈍を行わないことを想定している本発明のような製造方法の場合は、却って延性、成形性の低下が懸念され、好ましくない。

（付加焼鈍）
本発明では、この予加工の後に、２５０℃以上５５０℃未満程度の温度に急速加熱、急速冷却するような最終焼鈍は行わず、必要な場合には、５０〜１００℃の温度に加熱する付加焼鈍あるいは時効処理を行う。最終焼鈍を行った場合、温度が高すぎる、保持時間が長すぎる、冷却速度が遅すぎるなどの、再結晶が進むような条件となりやすく、前記冷間加工によるＳＳマーク抑制の効果が失われたり、一部で結晶粒の粗大化が生じて成形時の肌荒れなどの問題が生じる。また、加熱途中あるいは冷却途中（過程）で、Ａｌ−Ｍｇ系などの金属間化合物が多量に析出しやすく、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上とできず、ＳＳマークの発生を確実に防止できなくなる可能性が高い。また、Ａｌ−Ｍｇ系などの金属間化合物が多量に析出すれば、結晶粒界などでＭｇやＣｕその他の合金添加元素を含む第二相粒子の粗大化が生じて延性、成形性あるいは耐食性の低下を招き、ＳＳマークを抑制する効果も低下する。

付加焼鈍（時効）処理を必要とする場合には、本発明の板として、確実に、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上とするために、前記予歪の付与後に、５０℃以上、１００℃未満のごく低温で行う。付加焼鈍（時効）処理をより高温で行った場合、例え、Ｚｎなどを含有していたとしても、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さを２００．０μＷ以上とはできない可能性がある。 この理由は、高温の付加焼鈍（時効）処理によって、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板の組織中に、前記クラスタ（超微細金属間化合物）が、新たに、あるいはさらに生成するためと推考される。

この付加焼鈍（時効）処理時間は、前記温度範囲に３０分〜２４０分程度加熱、保持して行う。前記温度が５０℃未満と低すぎる、あるいは保持時間が短すぎると、付加焼鈍（時効）処理の前記効果がない。一方、前記温度が１００℃以上と高すぎる、あるいは保持時間が長すぎると、前記したクラスタの不具合と同時に高温の最終焼鈍を行った際に生じる再結晶が進むという問題が、同様に生じる可能性がある。

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 に示す発明例、比較例の各組成のＡｌ−Ｍｇ系合金板を製造し、表２に示す条件で調質した後、この調質後の板の組織、機械的な特性を各々測定、評価した。この結果を表３に示す。但し、表１の発明例のうち、Ｚｎを含まない発明例１〜５は本発明範囲から外れる参考例であり、これらのＺｎを含まない発明例１〜５を用いた、表２、３の発明例１〜５も本発明範囲から外れる参考例である。

熱延板や冷延板の製造方法は、各例とも共通して行った。即ち、ブックモールド鋳造によって鋳造した５０ｍｍ厚の鋳塊を、５００℃で、８時間の均質化熱処理を行い、その後、この均質化熱処理温度近傍にて熱間圧延を開始した。板厚は、３．５ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、１．３５ｍｍの板厚まで冷間圧延を行った後に、表２に示すように、必要に応じて適宜硝石炉にて中間焼鈍を行い（中間焼鈍条件の記載が無い例は中間焼鈍せずに）、さらに冷間圧延して１．０ｍｍ厚の冷延板とした。

これら冷延板を、表２に表１の合金番号とともに示す通り、各々異なる条件で溶体化・焼入れ処理を行った。次いで、予歪みを与える冷間加工として、加工率３％のスキンパス圧延を各例とも共通して行った後、表２に示す各々異なる条件で付加焼鈍を行ったり、行わなかったりする調質処理を行った。これら調質処理後の板から試験片（１ｍｍ厚み）を切り出し、この試験片（調質後の板）の組織、機械的な特性を各々測定、評価した。これらの結果を表３に各々示す。ここで、表２と表３との略号は同じで、互いに略号が同じものは同じ例を示す。

（示差熱分析）
前記板の組織の調査として、前記試験片の任意の場所から、直径３ｍｍの円盤状試料を５つ切り出し、示差熱分析（ＤＳＣ）により前記した条件で測定した場合の、固相からの加熱曲線を求めた。そして、本発明の１００〜１５０℃の範囲の、二つの温度領域の吸熱ピークの高さを、この領域におけるＤＳＣ加熱曲線のμＷの最大値として求めた。なお、この吸熱ピークの高さ（μＷ）は、ＤＳＣ加熱曲線のμＷの最大値の平均値：円盤状試料５つの測定結果の平均値として求めた。また、比較のために、前記特許文献２の５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さの平均値も求めた。

これらデータの採取につき、各例とも共通して、測定温度５０℃の位置で吸熱量、発熱量が０になるように補正した後、吸熱ピーク高さ（μＷ）を求めた。この際、前記図１に示す固相からの加熱曲線 (示差走査熱分析曲線) の縦軸のHeat Flow が０．００の基準線から、各吸熱ピークまでの距離（μＷ）を測定した。

示差熱分析条件は、各例とも共通して、下記の条件で行なった。
試験装置：セイコ−インスツルメンツ社製ＤＳＣ２２０Ｃ、
標準物質: 純アルミ、
試料容器: 純アルミ、
昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、
雰囲気（試料容器内）: アルゴンガス（ガス流量５０ｍｌ／ｍｉｎ）、
試験試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇ。

（平均結晶粒径）
前記板の組織の調査として、前記試験片の平均結晶粒径をＳＥＭ−ＥＢＳＰを用いた結晶方位解析方法にて測定した。この結晶方位解析方法は、走査型電子顕微鏡ＳＥＭ（ Scanning Electron Microscope ）と、後方散乱電子回折像ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）測定・解析システム（解析ソフト）とを用いたものである。測定は前記試験片の板断面をＥＢＳＰ測定面とし、このＥＢＳＰ測定は前記試験片の圧延方向の任意の５箇所の板断面とし、傾角１５°以上の方位差を有する大傾角粒界による結晶粒の平均結晶粒径（μｍ）を求めた。ＳＥＭ装置としては日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬＪＳＭ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとしてはＴＳＬ社製の：ＯＩＭ（Orientation Imaging Macrograph、解析ソフト名「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ」）を用いた。

（機械的特性）
前記板の機械的特性の調査として、上記各試験片の引張試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）を各々測定した。これらの結果を表３に示す。試験条件は、圧延方向に対して直角方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、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。

（ＳＳマーク発生評価）
同時に、前記板のプレス成形性としてのＳＳマーク発生評価のために、前記引張試験時における降伏伸び（％）と、前記応力−歪曲線上の鋸歯状のセレーションが発生する歪み量（臨界歪み量：％）と、応力（臨界応力量：Ｎ／ｍｍ² ）とを調べた。その結果を表３に示す。

表１、２の通り、各発明例は、Ｍｇ含有量などが本発明の組成規定を満足し、前記好ましい製造条件で製造されている。この結果、表３の通り、各発明例は、前記調質処理後のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の前記ＤＳＣ加熱曲線（融解過程における熱的変化を示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線）の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ以上である。また、一方で、各発明例は、表３の通り、前記ＤＳＣ加熱曲線の５０〜１００℃の間での、ＤＳＣ加熱曲線のμＷの最大値（平均値）は低く、前記特許文献２のような吸熱ピークが存在しない。

これによって、表３の通り、各発明例は、アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが８％以上であり、高いものは１５．０％、あるいは２０．０％以上ある、しかも、これらの優れたＳＳマーク特性が、ＪＩＳ５０５２合金やＪＩＳ５１８２合金等の５０００系アルミニウム合金板の有する引張強さや伸びなどの、優れた機械的な特性レベルを落とすこと無しに達できている。

一方、比較例２３は表１の合金番号２１であり、表２の通り、溶体化処理後の100℃以上での焼き入れ冷却速度が低すぎる。比較例２４は表１の合金番号２２であり、Ｚｎの含有量が多すぎ、かつ表２の通り、付加焼鈍の温度が１００℃と高すぎる。比較例２５は表１の合金番号２３であり、Ｍｇの含有量が多すぎる。この結果、表３の通り、各比較例は、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ未満と低く、アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが８％未満と低く、ＳＳマーク特性が低い。

比較例２６〜３０は、共通して表１の合金番号がＺｎを適量含む８であり、本発明の組成規定を満足するものの、表２の通り、製造条件が前記好ましい製造条件から各々外れて製造されている。
比較例２６は、表２の通り、溶体化処理温度が３６０℃と低すぎる。
比較例２７は、表２の通り、溶体化処理後の焼入れ処理時の溶体化温度から１００℃までの冷却速度が０．５℃／秒と低すぎる。
比較例２８は、表２の通り、付加焼鈍の温度が２００℃と高すぎる。
比較例２９は、表２の通り、溶体化処理温度が３５０℃と低すぎる。
比較例３０は、表２の通り、溶体化処理後の焼入れ処理時の１００℃以下、室温までの冷却速度が５０℃／秒と高すぎる。

この結果、表３の通り、これら比較例２６〜３０は、前記ＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ未満と低く、アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが８％未満と低く、ＳＳマーク特性が低い。

以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい条件のＳＳマーク特性に対する臨界的な意義が裏付けられる。

以上説明したように、本発明によれば、ストレッチャーストレインマーク（ＳＳマーク）の発生が少なく、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を提供できる。この結果、板をプレス成形して使用される、前記した自動車などの多くの用途へのＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の適用を広げるものである。

発明例Ａｌ−Ｍｇ系合金板のＤＳＣ加熱曲線を示す説明図である。 発明例Ａｌ−Ｍｇ系合金板の応力−歪曲線を示す説明図である。 比較例Ａｌ−Ｍｇ系合金板の応力−歪曲線を示す説明図である。 従来例Ａｌ−Ｍｇ系合金板の応力−歪曲線を示す説明図である。

Claims (4)

1. Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板であって、Ｍｇ：２.０〜７．０質量％、Ｚｎ：１．０〜４．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、この板の融解過程における熱的変化を下記条件の示差熱分析により測定して得られた固相からの加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さが２００．０μＷ以上であることを特徴とする成形性に優れたアルミニウム合金板。
   但し、前記示差熱分析の条件は、前記Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の任意の場所から切り出した５つの直径３ｍｍの円盤状試料につき、試験装置：セイコ−インスツルメンツ社製ＤＳＣ２２０Ｃ、標準物質: 純アルミ、試料容器: 純アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、試料容器内雰囲気: アルゴンガス（ガス流量５０ｍｌ／ｍｉｎ）、前記試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの条件にて各々測定した場合の、前記１００〜１５０℃の間の吸熱ピーク高さの最大値を各々求めることとし、これらの最大値を平均化したものを前記吸熱ピーク高さとした。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有する請求項１に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
3. 前記アルミニウム合金板が自動車アウタパネル用である請求項１または２に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。
4. 前記アルミニウム合金板の応力−歪曲線上のセレーション発生の臨界歪みが８％以上である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。

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