JP5432631B2 - 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、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マークとも記す）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、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。

また、これに対して、予加工の加工度を小さくしても、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、前記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。特に、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系合金板の場合には、低加工度の予加工を行っても、前記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、ＳＳ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。

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。

特開平７−２２４３６４号公報 特開２００６−２４９４８０号公報

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ＳＳ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、ＳＳマーク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、ＳＳマークを抑制して、自動車パネルへのプレス成形などの成形性に優れた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、質量％で、Ｍｇ：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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であって、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子であるＭｇＺｎクラスタの粒度分布の平均粒子直径が０．６ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上であることとする。

ここで、前記した微細粒子とは、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板における主要な析出物である、微細なＭｇＺｎクラスタであることはほぼ間違いがない。Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板において存在する主要な析出物が、既知のη相やθ相、Ｔ相などがまだ準安定な状態として存在するＭｇＺｎクラスタであることは知られている。しかし、本発明では、例え前記微細粒子がＭｇＺｎクラスタであったとしても、前記既知のＭｇＺｎクラスタよりも著しく小さいために、後述する通り、組織観察によって、ＭｇＺｎクラスタの存在自体を確認できたわけではない。したがって、本発明請求項における、前記Ｘ線小角散乱法で測定された粒度分布の規定では、便宜的に微細粒子と称している。ただ、以下の説明では、この微細（微小）粒子を、微細（微小）析出物とも、微細（微小）ＭｇＺｎクラスタとも言う。

Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、Ｚｎを含有するとＳＳマークの発生抑制効果があるものの、同じＺｎの含有量のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板であっても、ＳＳマークの発生抑制効果には大きな差がある。このことから、単に、Ｚｎを含むだけではなく、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織状態の違いが、ＳＳマークの発生状態に大きく影響しているものと考えられる。

しかし、ＳＥＭやＴＥＭを用いた通常の組織観察によっても、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板につき、このＳＳマーク抑制に効果があるとみられる、新規な微細ＭｇＺｎクラスタを知見できなかった。このため、この新規な微細ＭｇＺｎクラスタの規定によって、ＳＳマーク抑制に効果があるＺｎを含有するＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織を特定することはできなかった。

これを踏まえて、本発明では、Ｘ線を用いた小角散乱法で、このような微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を調査し、ＳＳマーク特性との相関を調査した。Ｘ線を用いた小角散乱法自体は、物質に照射されたＸ線が、物質内部の微小析出物など、前記微細粒子の電子密度分布の情報を反映して、入射Ｘ線の周囲に散乱Ｘ線を発生させることを利用して、ナノメートルオーダの構造情報を調べる代表的な手法として、古くから知られ、用いられている。

この結果、本発明では、このようなＸ線小角散乱法で測定された前記微細粒子の粒度分布が、前記した微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を表し、かつ、ＳＳマーク特性と相関することを知見した。言い換えると、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記微細粒子の粒度分布が、この板の組織と、この板のＳＳマーク特性にて代表されるプレス成形性との関係を表す指標となりうることを知見した。

本発明では、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織中に、Ｘ線小角散乱法で測定された一定サイズ（前記粒度分布の平均直径）の、便宜的に微細粒子と称する、微細ＭｇＺｎクラスタを、一定量（前記粒度分布のピークサイズの数密度）存在させる。これによって、限界ひずみ量増大効果を高めて、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、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抑制する。

本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＸ線小角散乱法で測定されたＸ線の散乱強度プロファイルを示す説明図である。 図１のＸ線の散乱強度プロファイルを解析して得られた粒度分布を示す説明図である。 本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の１０万倍のＦＥ−ＴＥＭ観察による組織写真（図面代用写真）である。 比較例Ａｌ−Ｍｇ系合金板の１０万倍のＦＥ−ＴＥＭ観察による組織写真（図面代用写真）である。

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）
前記した通り、本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、Ｚｎを含有するとＳＳマークの発生抑制効果があることを知見していた。しかし、同時に、同じＺｎの含有量のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板であっても、ＳＳマークの発生抑制効果には大きな差がある現象が起こることも知見していた。このことから、単に、Ｚｎを含むだけではなく、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織状態、即ち、Ｚｎを含む場合に発生する、ＭｇＺｎクラスタ（析出物）の存在形態が、ＳＳマークの発生状態に大きく影響しているものと考えられる。

このため、本発明者らは、このようなＭｇＺｎ系クラスタの存在状態を確認すべく、ＳＳマークが抑制されてプレス成形性に優れた、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織観察を行った。具体的には、板組織における微細なＭｇＺｎクラスタを測定するのに最も有効な１０万倍のＦＥ−ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて組織観察を行った。この結果を図３、４に示す。

図３に、ＳＳマークが抑制されてプレス成形性に優れた、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織写真を示す（後述する実施例表２、３の発明例１）。また、比較のために、図４に、ＳＳマーク抑制効果が劣る、Ｚｎを含まないＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織写真を示す（後述する実施例表２、３の比較例３１）。これら図３、４から分かる通り、このようなＴＥＭによる通常の組織観察によっても、ＳＳマーク抑制効果に優れたＺｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板（以下、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板とも言う）につき、このＳＳマーク抑制に効果があるとみられる、新規な微細ＭｇＺｎクラスタは知見（観察）できなかった。

そこで、本発明者らは、ＴＥＭやＳＥＭでも観察できないような、言い換えると、殆ど固溶状態と大差が無いくらいの、新規な微細ＭｇＺｎクラスタの存在が、ＳＳマーク抑制に影響しているのではと考えた。Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板組織に、仮に、このような微細ＭｇＺｎクラスタが板組織中に存在すれば、前記プレス成形による変形の際の転位の移動を妨げ、ＳＳマーク発生の抑制効果があるのではないかと推測されるからである。

Ｘ線小角散乱法：
本発明者らは、この点を確認すべく、前記した通り、Ｘ線を用いた小角散乱法で、ストレッチャーストレインマークの発生状態が互いに異なる前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織同士の、このような微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を調査し、ＳＳマーク特性との相関を調査した。

Ｘ線小角散乱法自体は、前記した通り、ナノメートルオーダの構造情報を調べる代表的な手法として古くから知られている。物質にＸ線を照射すると、入射Ｘ線が物質内部の電子密度分布の情報を反映して、入射Ｘ線の周囲に散乱Ｘ線が発生する。例えば、物質中に粒子や密度の不均一な領域が存在すると、前記入射Ｘ線の周囲に、結晶や非晶質等にかかわらず、散乱が発生する。これがアルミニウム合金などの金属であれば、アルミニウム合金組織中にナノメートルオーダの微小な析出物が存在すると、入射Ｘ線の周囲に散乱が発生する。この散乱Ｘ線が発生する領域は、波長１．５４ÅのＸ線の場合、およそ５度程度以下である。前記Ｘ線小角散乱法では、この散乱Ｘ線を解析することで、ナノメートルオーダの微細な粒子の形状、大きさ、分布の情報等を得ることができる。

微細粒子の粒度分布：
この結果、本発明では、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子（析出物、ＭｇＺｎクラスタ）の粒度分布（平均粒子直径とピークサイズの平均数密度）とが、前記微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を表し、かつ、ＳＳマーク特性と相関することを知見した。言い換えると、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、前記Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布（平均粒子直径とピークサイズの数密度）とが、この板の前記微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態（組織）と、この板のＳＳマーク特性にて代表されるプレス成形性との関係を表す指標となりうる。

Ｘ線の散乱強度プロファイル：
以下に、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の、Ｘ線小角散乱法による微細粒子の粒度分布の導出方法を説明する。Ｘ線小角散乱法により、微細粒子の粒度分布を導出するためには、先ず、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の、Ｘ線小角散乱法で測定された、Ｘ線の散乱強度プロファイルを求める必要がある。

図１に発明例のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板（実線）と、比較のためのＺｎを含まないＡｌ−Ｍｇ系合金板（点線）の、Ｘ線小角散乱法で測定されたＸ線の散乱強度プロファイルを示す。図１において、縦軸がＸ線の散乱強度（散乱Ｘ線の散乱強度）であり、横軸が公知の慣性半径あるいはギニエ（Ｇｕｉｎｉｅｒ）半径と呼ばれるギニエプロット（ｑ／ｎｍ^-1：但し、逆数で対応）である。そして、横軸の慣性半径あるいはギニエ半径は、左側ほど大きく、右側ほど小さい。

図１において、発明例のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板（実線）には、横軸のギニエ半径が０．１ｑ／ｎｍ^-1近傍のＸ線散乱強度のピークに対して、このピークから減少する右側の稜線上の、横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間で、図の上側に凸なピークがあることが分かる。即ち、この発明例（実線）の右側の稜線形状は、前記凸なピークがあるために、この部分で一端上昇した上で、図の右側に向かって下降している。

これに対して、比較のためのＺｎを含まないＡｌ−Ｍｇ系合金板（点線）は、前記横軸のギニエ半径が０．１ｑ／ｎｍ^-1近傍のＸ線散乱強度のピークや、このピークから減少する左右両側の稜線形状はほぼ同じである。しかし、この比較例（点線）の右側の稜線形状には、発明例（実線）のような、横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間での、前記上側に凸なピークが存在せず、稜線はなだらかに図の右側に向かって下降している。

前記した、横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間での、図１の上側に凸なＸ線散乱強度のピークが生じるのは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板に前記微細粒子が存在し、この微細粒子間あるいはこの微細粒子（前記微小析出物）同士で、干渉し合うためである。ここで、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ合金板で存在する主たる析出物は、前記した通り、既知のη相やθ相、Ｔ相などがまだ準安定な状態として存在するＭｇＺｎクラスタである。したがって、この図１のようなＸ線散乱強度のピークは、新規な超微細ＭｇＺｎクラスタ（微細粒子）の存在を示している。

この図１に示したＸ線の小角散乱強度は、一定の大きさの範囲の（あるいは相似な）各ＭｇＺｎクラスタからのＸ線の散乱強度の和で表せるはずである。そうであれば、逆に、この図１に示したＸ線の散乱強度値（データ）を、ＭｇＺｎクラスタのサイズパラメータごとの強度の和に分解すれば、図１の解析により、図２に示すＭｇＺｎクラスタの粒度分布が求められる。但し、この図１において、前記横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間での、上側に凸な特定のＸ線散乱強度のピークが無い、前記比較例のＡｌ−Ｍｇ系合金板（点線）などの例では、図１を解析しても、当然ながら、図２に示すようなＭｇＺｎクラスタの粒度分布は得られない。

このような図１のＸ線の散乱強度プロファイルを解析して、微小析出物（ＭｇＺｎクラスタ）の粒度分布を求める解析方法（解析ソフト）は、例えばＳｃｈｍｉｄｔｒａｎｉらによる公知の解析方法を用いる（Ｉ．Ｓ．Ｆｅｄｏｒｏｖａ
ａｎｄ Ｐ．Ｓｃｈｍｉｄｔ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｃｒｙｓｔ．１１、４０５、１９７８参照）。

また、以上説明した粒度分布の求め方は、金属のＸ線の散乱強度プロファイルからの析出物の粒度分布（サイズ分布）の求め方を記載した、日本結晶学会、第４１巻、第６号（１９９９）、奥田浩司「合金の相分離、組織形成過程解明への小角散乱法の応用」［意外に多い小角散乱実験からの情報（４）］３２７〜３３４頁の、特に３３１頁の「３．１．５析出物のサイズ分布を求める」に基づいている。

微小析出物（ＭｇＺｎクラスタ）の粒度分布：
図２に、このように、図１のＸ線の散乱強度プロファイルを解析して得られた、前記微小析出物（前記超微細なＭｇＺｎクラスタ）の粒度分布を示す。図２において、縦軸が数密度Ｄ、横軸が平均粒子直径Ｒであり、図２に示す、上に凸な粒度分布曲線のピーク（頂部）の高さ（数密度の大きさ）が、前記粒度分布のピークサイズである。ここで、前記平均粒子直径Ｒとは、前記微細粒子の円相当直径（最大直径）である。

本発明では、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、この図２の粒度分布において、平均粒子直径Ｒが０．６ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度Ｄが１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上であることとする。

このように、本発明では、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織中に、Ｘ線小角散乱法で測定された一定サイズ（前記平均粒子直径Ｒ）の微細ＭｇＺｎクラスタを、一定量（前記粒度分布のピークサイズの数密度Ｄ）存在させる。これによって、限界ひずみ量増大効果を高めて、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、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抑制する。

ここで、前記粒度分布のピークサイズの数密度Ｄの製造可能な限界（上限）は１×１０³／ｎｍ^３程度であり、これ以上数密度を増すのは、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の製造上無理なので、この値を前記数密度Ｄの好ましい上限値とする。

前記粒度分布のうち、平均粒子直径Ｒが０．１ｎｍ未満の場合、前記微細ＭｇＺｎクラスタのサイズ（粒度）が小さすぎるか存在せず、Ｘ線小角散乱法でも測定できない。また、平均粒子直径Ｒが０．１ｎｍ未満の微細ＭｇＺｎクラスタでは、例え存在しても、限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。

また、前記粒度分布のうち、平均粒子直径Ｒが１０．０ｎｍを超えた場合には、前記微細ＭｇＺｎクラスタのサイズ（粒度）が大きすぎて、やはり限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。

更に、前記粒度分布のピークサイズの数密度Ｄが１．０×１０^-4／ｎｍ^３未満でも、限界ひずみ量増大に効く前記微細ＭｇＺｎクラスタが不足し、限界ひずみ量増大効果が殆どなく、ストレッチャーストレインマークの発生抑制効果がないものと推考される。

Ｘ線小角散乱法の測定装置：
このようなＸ線小角散乱法の測定装置としては、例えば特開平９−１１９９０６号公報などに代表的な小角散乱装置が開示されており、試料に対してＸ線を微小角度（小角）で照射し、前記試料から散乱されるＸ線を２次元のマルチワイヤー型などの検出器を用いて測定する。この散乱Ｘ線が発生する領域は、波長１．５４ÅのＸ線の場合、およそ５度以下程度の小角度である。この散乱Ｘ線を前記した通りに解析することで、前記粒度分布など、粒子の形状、大きさ、分布の情報を得ることができる。

因みに、Ｘ線小角散乱法を用いて材料を規定した特許例としては、金属ではないが、分散媒に分散させた脂肪酸金属塩（分散粒子）の平均粒子直径（ｎｍ）を、Ｘ線小角散乱法で規定した、脂肪酸金属塩分散体の特開２0 0 5 - 3 0 6 9 7 2 号などがある。

ランダムマークの発生防止：
なお、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（ＳＳマーク）の発生を十分に抑制する。

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、質量％で、Ｍｇ：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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：０．５〜７．０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。また、前記超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制するものと推測される。Ｍｇの含有量が０．５％未満では、Ｍｇ含有のこれら効果発揮が不十分となる。また、前記超微細ＭｇＺｎクラスタも不足して、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にはならなくなる。

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、前記新規な超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制するものと推測される。Ｚｎが１．０質量％未満と少なすぎる場合は、プレス成形の際のＳＳマークの発生抑制効果発揮が不十分となる。また、前記超微細ＭｇＺｎクラスタも不足して、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にはならなくなる。

一方、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。

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、前記超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制する点については公知では無い。

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、以下に具体的に説明する。

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などのＭｇを４．５％程度含む、成形用Ａｌ−Ｍｇ系合金の通常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。

これらの前記組成からなるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板（製品板）に、溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）を施し、その後スキンパスなどの冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した上で、この板に５０〜１００℃の低温での付加焼鈍あるいは時効処理を行う。より具体的には、４５０〜５７０℃の範囲内の温度に加熱して、保持せずに又は１８０秒以下の保持後に、１００℃の温度までを５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷する溶体化処理・焼入れを施し、更に、この溶体化処理・焼入れ後の前記１００℃までの急冷後、１時間以内に、更に冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した後、４０〜９０℃の温度で焼鈍する時効処理を行う。

そして、この板組織（前記新規な微細ＭｇＺｎクラスタの存在）とこの板のプレス成形性とを示す指標として、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にする。

溶体化処理（最終焼鈍）：
本発明の板とするためには、前記した常法に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、最終焼鈍として、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。これによって、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マークの発生もより少なくなる。

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、４５０℃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、０秒（保持しない）か１８０秒（３分）以内とする必要がある。溶体化処理温度が４５０℃未満では合金元素の固溶が不充分となって強度・延性等が低下し、さらに前記新規な超微細ＭｇＺｎクラスタの形成が不十分となりＳＳマークを抑制する効果が小さくなる。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長くなれば、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、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、室温まで急速冷却する必要がある。冷却速度が２℃／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もＳＳマークが発生する恐れがある。

このような溶体化処理・焼入れは、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）や炉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、これら溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）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。このような予加工は、前記最終焼鈍後の室温までの急冷後、１時間以内に行なう。予加工までの時間が１時間を超えた場合、前記焼入れ時に導入される原子レベルでの微細空孔が無くなるか少なくなり、予歪みを与えて低温で焼鈍しても、この板組織に前記超微細なＭｇＺｎクラスタを存在させられないか、その量が不足する可能性が高いと推考される。予加工までの時間が１時間を超えた場合には、実際問題として、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にならず、ＳＳマークの発生も抑制されにくくなるからである。

予加工の種類は問わず、通常の予加工の手段である、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。

ここで、板に予歪みを与える予加工の加工率（予歪の付与量）は、その後の低温での付加焼鈍で、前記超微細なＭｇＺｎクラスタを析出させ、前記Ｘ線小角散乱法で測定された前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上になるように加える。この最適な加工率は、ＺｎやＭｇ量などの組成や、予加工までの調質条件によって異なり、かつ重大には、その後の付加焼鈍温度が、通常のより高温での時効析出温度（１５０〜２００℃程度）に比して、著しく低温であるために、一概には言えず、試行錯誤するしかない。

ただ、この加工率が高すぎると、板の耐力値が高くなりすぎて却って成形性が低下する。また、加工率が低すぎると、その後の付加焼鈍が低温なので、前記超微細なＭｇＺｎクラスタの析出量が減って、前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にならなくなる。

室温時効処理後の人工時効処理：
本発明では、この予加工の後に、４０〜９０℃の比較的低温の加熱で焼鈍する人工時効処理（付加焼鈍）を行う。但し、前記予加工の後に、直ちに、この人工時効処理を行うのではなく、少なくとも７日間以上、好ましくは２週間以上の、室温時効処理後に（室温時効時間経過後に）、この人工時効処理を行う。この室温時効時間とは、前記予加工終了（完了）後、人工時効処理（付加焼鈍）の加熱開始までの時間（経過あるいは所要時間）である。

前記予加工の後に前記人工時効処理を行う場合、通常は、設備トラブルなどの余程の事情でもない限り、工程の効率上、遅くとも３日間程度以内には行う。これに対して、本発明では、前記予加工の後に、十分に室温時効させ（室温時効処理し）、前記人工時効処理の前に、予め前記超微細なＭｇＺｎクラスタを生成させる。この人工時効処理（付加焼鈍）の４０〜８０℃という温度は、通常のより高温の時効析出温度に比して、著しく低温である。したがって、この予加工の後の、予め行う室温時効（処理）時間が短い場合、この人工時効処理によっても、前記超微細なＭｇＺｎクラスタを十分に生成存在させられず、前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にならなくなる。

前記人工時効処理温度が４０〜８０℃と低いのは、低い温度の方が、溶体化焼入れ処理後の過飽和固溶度が大きくなるため、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが安定的に形成されるためである。この人工時効処理温度が、通常の人工時効処理温度のように、８０℃を超えて高すぎると、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが分解し、さらに前記η相などの粗大なＭｇＺｎ系析出物が生成する。このため、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子径が０．１ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下とならず、前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３以上にならない。即ち、結果的に、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが不足し、ＳＳマークを抑制できるだけの前記粒度分布のピークサイズの数密度にならない。また、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く。

一方で、前記人工時効処理温度が４０℃未満と低すぎると、拡散速度が遅くなるため、前記超微細なＭｇＺｎクラスタの形成に多大な時間がかかりすぎ、前記人工時効処理の効果が小さくなり、工業的な条件としては不十分である。

この人工時効処理時間は、好ましくは、前記温度範囲に３０分〜２４０分程度加熱、保持して行う。３０分未満では前記時効処理の効果がない。一方、２４０分を越えても効果は変わらず、あまり長時間過ぎても意味がない。

このような室温時効処理と低温での人工時効処理（付加焼鈍）との特殊な組み合わせ、あるいは、これらの特殊な時効処理と前記予加工との組み合わせによって、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが前記粒度分布のピークサイズの数密度を満たすだけ生成存在して、ＳＳマークを抑制できる本発明の板とすることができる。
なお、従来技術においては、前記溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）にて一連の製造工程が終了となるか、あるいは前記特許文献１のように、溶体化処理・焼入れ後に３〜５％の冷間加工を行って、その後に３００〜４００℃程度の最終焼鈍を行って工程が終了となる。また、このような従来技術の工程では、セレーション発生の臨界ひずみ向上は不十分となる。

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、製造した後、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。なお、表１における元素含有量の「−」表記は、その元素の含有量が検出限界以下であることを示す。

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、４８０℃で８時間の均質化熱処理を行い、その後４００℃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ながら（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、次いで、予歪みを与える冷間加工としてのスキンパス、その後の室温時効処理、人工時効処理、の調質処理を各々選択的に行った。また、前記スキンパス後の室温時効処理時間を種々変えた。

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Ｘ線小角散乱測定、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。

（Ｘ線小角散乱測定）
Ｘ線小角散乱測定は、各例とも共通して、試験装置として「ＳＰｒｉｎｇ−８」の「ＢＬ４０Ｂ２」を用い、波長１．５４ÅのＸ線を用いて測定し、各例とも前記図１のＸ線の散乱強度プロファイルを測定した。試験装置は、試験片表面に対してＸ線を５度以下の微小角度（小角）で照射し、前記試験片から散乱されるＸ線を２次元のマルチワイヤー型検出器を用いて測定するものである。

この際、前記図１のＸ線の散乱強度プロファイルにおいて、横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間で、実線で示す発明例のような、図の上側に凸なピークがあるか無いかも同時に判別した。この結果も表３に「散乱強度の上に凸なプロファイルの有無」で示す。

この図１のＸ線の散乱強度プロファイルを、前記したＳｃｈｍｉｄｔｒａｎｉらによる公知の解析方法を用いて解析して、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子（ＭｇＺｎクラスタ）の粒度分布を求めた。そして、この粒度分布の平均粒子直径Ｒ（ｎｍ）と、この粒度分布のピークサイズの数密度Ｄ（×１０^-4／ｎｍ^３）とを求めた。

（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）、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。この際、初期歪み速度は２．０×１０^-1／ｓ、クロスヘッド速度は２ｍｍ／分として、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

（組織）
念のために、ＳＳマーク特性に大きく影響する、最大長さが１μｍ以上の粗大なＭｇＺｎクラスタの有無を確認するために、各例とも、板の組織調査として、前記試験片をＦＥ−ＴＥＭにより倍率３０万倍にて組織観察した。その結果を表３に示す。なお、前記した最大長さが数十ｎｍ程度のη相やθ相、Ｔ相などがまだ準安定な状態として存在するＭｇＺｎクラスタが存在しても、ＳＳマーク特性には大きく影響しないために、これらの有無が調査しなかった。ただ、これらのη相やθ相、Ｔ相などがまだ準安定な状態として存在するＭｇＺｎクラスタがあまり多くなると、本発明のＸ線小角散乱測定による微細粒子（ＭｇＺｎクラスタ）の存在が減り、微細粒子の数が不足する可能性があるので、少ない方が好ましい。

（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：％）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、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、前記図１のＸ線の散乱強度プロファイルにおいて、横軸のギニエ半径が１ｑ／ｎｍ^-1から１０ｑ／ｎｍ^-1の間での図の上側に凸な前記ピークがあり、微細粒子（ＭｇＺｎクラスタ）の存在が裏付けられる。そして、各発明例は、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径Ｒ（ｎｍ）と、この粒度分布のピークサイズの数密度Ｄ（×１０^-4／ｎｍ^３）とが本発明範囲内にある。

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１０．０％、あるいは１５．０％以上である。しかも、これらの優れたＳＳマーク特性を、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成できている。

一方、比較例２２〜３０は、発明例１と同じ表１の合金番号１を用いながら、表２の通り、調質条件が好ましい範囲から各々外れている。比較例２２はスキンパスを行っておらず予歪みを与えていない。比較例２３は溶体化処理温度が低すぎる。比較例２４は溶体化処理後の焼き入れ時の冷却速度が低すぎる。比較例２５は低温の人工時効処理を施していない。比較例２６は室温までの焼き入れ処理完了後、スキンパス開始までの所要時間が長すぎる。比較例２７は人工時効処理温度が高すぎ、粗大な時効析出物が生成している。比較例２８〜３０はスキンパス後、人工時効処理までの室温での時効処理時間が短すぎる。

一方、比較例３１〜３４は、調質条件が好ましい範囲であるが、表１の合金組成が発明範囲を外れている。比較例３１はＺｎを含有していない（表１の合金１５）。比較例３２はＺｎを含有しているものの、含有量が少なすぎる（表１の合金１６）。比較例３３はＺｎの含有量が多すぎる（表１の合金１７）。比較例３４はＭｇの含有量が多すぎる（表１の合金１８）。

この結果、表３の通り、各比較例は、前記Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子の粒度分布の平均粒子直径Ｒ（ｎｍ）と、この粒度分布のピークサイズの数密度Ｄ（×１０^-4／ｎｍ^３）とが本発明範囲から外れる。また、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、比較的粗大な時効析出物が生成した例（比較例２３、２４、２７）もある。このため、各比較例は、前記粗大な時効析出物が生成した例を除き、強度や伸びなどの機械的な特性は発明例と大差ないものの、ＳＳマーク特性は、発明例に比して著しく低い。

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Ｚｎを含む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。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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であって、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、Ｘ線小角散乱法で測定された微細粒子であるＭｇＺｎクラスタの粒度分布の平均粒子直径が０．６ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下であるとともに、前記粒度分布のピークサイズの数密度が１．０×１０^-4／ｎｍ^３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。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｆｅ：０.４％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０.３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：１．０％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。

Images