JP5723245B2 - アルミニウム合金板 - Google Patents

Description

本発明は成形性に優れた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、溶体化処理および焼入れ処理などの調質が施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合金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、これら大型ボディパネル用のプレス成形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、これらＡｌ−Ｍｇ系合金板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、商品価値を損なう大きな問題となる。

この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段落０００４で記載した応力−歪曲線上のセレーション（振動）に起因することが知られている。

従来から、これらＳＳマークを解消する方法が種々提案されている。例えば、主な手法としては、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の結晶粒をある程度粗大に調整する方法が知られている。ただ、このような結晶粒の調整方法は、ＳＳマークのうちでも、段落０００４で記載したパラレルバンドの発生防止には有効ではない。また、結晶粒が粗大になり過ぎれば、プレス成形において表面に肌荒れが発生するなど、却って別の問題が生じる。

また、別のＳＳマークの解消方法として、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、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加工（予加工）を加えて、若干の歪み（予歪み）を与えておくことも知られている。ただ、このような予加工法でも、加工度が高くなりすぎた場合には、段落０００４で記載した応力−歪曲線上のセレーション（振動）が生じやすくなり、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い。このため、予加工の加工度には大きな制約があり、加工度を小さくした場合には安定してランダムマークの発生を防止することができなくなる。したがって、この予加工法では、パラレルバンドの発生防止と、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。

これに対して、前記した特許文献１では、ランダムマークの発生とともに、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系合金板の製法が提案されている。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・焼入れ処理を施し、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。

ここで、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の分野において、必ずしもＳＳマークの発生抑制には直接言及してはいないが、合金板の熱的変化を示差熱分析（ＤＳＣ）により測定して得られた、室温からの加熱曲線の吸熱ピークの位置や、その高さを、その板の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、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の示差熱分析（ＤＳＣ）により得られた、室温からの加熱曲線の特定位置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が提案されている。この示差熱分析（ＤＳＣ）は、特性に影響するクラスタ（金属間化合物）が、ＴＥＭなどのミクロ組織観察では判別や識別ができず、直接存在を裏付けることができない場合に、クラスタの有無などの組織的な違いを、前記加熱曲線の特定位置の吸熱ピーク位置や高さによって、間接的に裏付けたり、指標とするために、アルミニウム合金板の分野で汎用されている。

この特許文献２では、双ロール式連続鋳造によって製造された、８質量％を超える高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金板において、室温からの加熱曲線の５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さを５０．０μＷ以上として、プレス成形性を向上させている。この吸熱ピーク高さは、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。

しかし、最近の大型ボディパネル、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あるいは特許文献２でも、このような要求に対しては、ＳＳマーク発生の抑制策が不十分である。例えば、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に記載）、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。

これに対して、特許文献３では、この点を改良し、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マークを抑制した、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が提案されている。同文献では、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板に対して、特にＺｎを０．１〜４．０％含有させて、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。すなわち、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）の形成量を、Ｚｎ等の第３元素の含有や添加によって、Ｚｎ等も含むクラスタとして増大させ、これらクラスタによる限界ひずみ量増大効果をより一層高めるものである。そして、これによって、セレーションを抑制し、これに起因するパラレルバンドを抑制して、ＳＳマークの発生を抑制するものである。

このＺｎ等も含むクラスタが、ナノレベル以下の大きさで、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。このため、この特許文献３でも、前記特許文献２同様、クラスタの有無などの組織的な違いを、熱的変化を示差熱分析（ＤＳＣ）により測定した、前記加熱曲線の特定位置の吸熱ピーク位置や高さによって、組織的な違いの指標としている。具体的には、Ｚｎ等も含むＡｌ−Ｍｇクラスタが、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、この吸熱ピーク高さを２００．０μＷ（マイクロワット）以上としている。

特開平７−２２４３６４号公報 特開２００６−２４９４８０号公報 特開２０１０−７７５０６号公報

しかし、本発明者らの知見によれば、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板において、この特許文献３のようにＺｎを多く含有した場合、室温での時効硬化が生じやすくなる、という新たな問題が生じる。これは、特許文献３がＳＳマーク発生抑制の切り札として生成させようとしている、Ｚｎによって形成されるクラスタ（超微細金属間化合物）が、室温で生じやすいことに起因すると推考される。すなわち、Ｚｎ含有量が多くなるほど、室温で形成される前記クラスタ量が増大し、結果として、室温での時効硬化が進みすぎるものと推考される。通常は、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、アルミ板メーカーで製造されてすぐに、自動車メーカーで大型ボディパネルなどに成形されるわけではなく、通常は数週間以上の間隔があくのが普通である。このため、例えば、板の製造から１カ月経過後に、大型ボディパネルなどに成形される場合には、時効硬化が著しく進んでしまい、曲げ性やプレス成形性が却って阻害される、という新たな（別な）問題が生じる。

周知の通り、熱処理型のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（７０００系）アルミニウム合金板に比して、通常、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は室温での時効硬化が生じにくい。しかし、このようなＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板でも、特許文献３のように、Ｚｎ含有量を多くした場合には、７０００系アルミニウム合金板と同じように、室温での時効硬化を示すようになる。

以上述べた課題に鑑み、本発明の目的は、室温での時効硬化による曲げ性の低下などの新たな問題が生じることなしに、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して、ＳＳマーク発生を抑制でき、自動車パネルへのプレス成形性を向上させた、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、本発明のアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：２．０〜６．０％、Ｃｕ：０．３％を超え、２．０％以下を含み、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、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体を１．４×１０⁴個／μｍ³以上、１×１０ ⁶ 個／μｍ ³ 以下の平均密度で含むことである。

本発明者らは、ＳＳマークの発生抑制効果がある元素として、室温での時効硬化が生じやすいＺｎに代わり、Ｃｕを選択した。このＣｕであれば、Ｚｎのように室温での時効硬化が生じることなしに、ＳＳマークの発生抑制効果がある。

ただ、同じようにＣｕを含有しても、ＳＳマークの発生抑制効果がない場合があり、例え同じＣｕ含有量のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板（以下、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板とも言う）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とも知見した。このことから、Ｃｕを含むだけではなく、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板におけるＣｕの存在状態（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。

このＣｕの存在状態につき、更に検討した結果、本発明者らは、ＳＳマークの発生抑制効果が、種々のＣｕの微細クラスタのうちでも、特定のＣｕの微細クラスタ（Ｃｕを主とする微細クラスタ）の存在量や存在の有無に、大きく影響を受けているものと推考している。

しかし、この特定のＣｕのクラスタは、微細すぎて、通常の組織観察で直接、その存在が確認できるわけではない。このＣｕのクラスタは、前記特許文献２、３のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物などと同じく、ナノレベル以下の微小な大きさであると推考される。したがって、通常の組織観察方法であるＳＥＭやＴＥＭの分析方法では、このＣｕのクラスタを特定することはできない。

これを踏まえ、本発明者らは、この新規な特定のＣｕのクラスタの存在を裏付けることができないか検討した。そして、１００個未満の原子構造分析が可能な、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により、Ｃｕを含有し、しかも特定条件の調質を施したＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の、原子数１０個分程度の原子の集合体（クラスタ）の分析を試みた。即ち、ＳＳマーク抑制性が優劣相異なる、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板につき、互いの原子の集合体の存在形態（存在状態）の違いを確かめた。

この結果、本発明が規定する原子の集合体の存在が確認でき、このＣｕ原子を含む原子の集合体の存在状態によって、他の材料条件に互いに差が無い、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板同士のＳＳマーク抑制の効果が大きく異なることを発見した。すなわち、本発明が規定するＣｕ原子を含む原子の集合体の密度が多いほど、ＳＳマーク抑制効果が大きいことを見出した。ここで、他の材料条件に差が無いとは、ＳＳマーク抑制効果が相異なる板の、互いの成分組成は勿論、通常のＴＥＭやＳＥＭなどの組織観察、あるいは抽出残渣法やＸ線回折などの分析によっても、互いに差が無いことを意味する。そして、本発明が規定するＣｕ原子を含む原子の集合体の存在状態だけが互いに異なることを意味する。

このように、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された、Ｃｕ原子を含む原子の集合体の存在状態（平均密度）が、ＳＳマーク抑制効果に影響（相関）する組織状態（新規なクラスタの存在状態）を表す。したがって、このＣｕ原子を含む原子の集合体（以下、単に原子の集合体とも言う）の平均密度は、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。

本発明は、このように、Ｚｎのように室温での時効硬化が生じない、Ｃｕを用いることによって、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織を制御し、フリーＭｇ原子の転位への移動を妨げて、Ｍｇが拡散しにくい組織として、セレーションが発生しにくく、ＳＳマーク性に優れたものとすることができる。

以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。

（組織）
前記した通り、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、Ｃｕを含有するとＳＳマークの発生抑制効果があるが、同じＣｕの含有量であっても、ＳＳマークの発生抑制効果には大きな差がある。このことは、Ｃｕ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、すなわち、Ｃｕによって生成する微細クラスタの存在形態が、ＳＳマークの発生状態に大きく影響していることを推測させる。

ただ、本発明が規定する微細クラスタ（原子の集合体）は、最大の個数として１００個の原子からなったとしても、その大きさは、せいぜい５０Å（オングストローム）程度の微小なものである。このようなＣｕの微細クラスタは、これを含むと推測される、ＳＳマークが抑制されたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織観察を行っても観察できなかった。具体的には、板組織における微細クラスタを測定するのに最も有効な、１０万倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて組織観察を行っても、ＳＳマーク抑制効果に効く、新規な特定のＣｕの微細クラスタは観察できなかった。

また、例えば、添加元素の固溶量や析出物量を測定するために汎用される抽出残渣法でも、この新規な特定のＣｕの微細クラスタは観察できなかった。抽出残渣法は、最も小さな目開きサイズ０．１μm のフィルターによって、０．１μm 以下の微細なサイズの析出物か、０．１μm を越える粗大なサイズの析出物かは判別可能である。しかし、やはり、本発明が規定する１００個未満の原子からなる原子の集合体は、到底判別できなかった。

これらの事実は、上記ＳＳマーク性の優劣が相異なる板を、これらＴＥＭやＳＥＭなどの組織観察、あるいは抽出残渣法やＸ線回折などの分析を駆使して行っても、本発明が規定する原子の集合体の存在状態の違いまでは、とても検知できないことを意味する。

ただ、これらの事実は、逆に、これらＴＥＭやＳＥＭでも観察できないような、殆ど固溶状態と大差が無いくらいの微細Ｃｕ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の推測も生み出した。仮に、このような微細Ｃｕクラスタが、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板組織中に存在すれば、プレス成形による変形の際のＭｇの拡散を妨げ、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。

（３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡）
これら新規な微細Ｃｕクラスタ＝本発明が規定する原子の集合体は、公知の３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡（３ＤＡＰ:3D Atom Probe Field Ion Microscope 、以下３ＤＡＰとも略記する）を用いてのみ、現時点では測定可能である。

この３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡による分析自体は、従来から、高密度化された磁気記録膜や電子デバイスの分析などに汎用されている。また、鋼材の分野でも組織分析に使用されている。例えば、特開２００６−２９７８６号公報では鋼材中の炭素含有微細析出物に含まれる元素の種類や量の分析に使用されている。また、特開２００７−２５４７６６号公報では鋼材中の硫化物とＦｅとの界面のＣ量、Ｎ量の分析（原子／ｎｍ² ）にも使用されている。

また、銅合金分野では、本出願人自身が、特開２００９−２６３６９０号公報として、この３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡を使用した、Ｃｕ−Ｆｅ−Ｐ系銅合金板の耐熱性向上のための原子集合体の規定による指標を提案している。すなわち、少なくともＦｅ原子かＰ原子かのいずれかを含み、Ｆｅ原子とＰ原子との互いに隣り合う原子同士の距離が０．９０ｎｍ以下である原子の集合体の平均密度を、Ｃｕ原子とＦｅ原子とＰ原子との合計個数が１５個以上、１００個未満と規定している。

（３ＤＡＰの測定原理と測定方法）
３ＤＡＰは、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）に、飛行時間型質量分析器を取り付けたものである。このような構成により、電界イオン顕微鏡で金属表面の個々の原子を観察し、飛行時間質量分析により、これらの原子を同定することのできる局所分析装置である。また、３ＤＡＰは、試料から放出される原子の種類と位置とを同時に分析可能であるため、原子の集合体の構造解析上、非常に有効な手段となる。このため、公知技術として、前記した通り、磁気記録膜や電子デバイスあるいは鋼材の組織分析などに使用されている。

この３ＤＡＰでは、電界蒸発とよばれる高電界下における試料原子そのもののイオン化現象を利用する。試料原子が電界蒸発するために必要な高電圧を試料に印加すると、試料表面から原子がイオン化されこれがプローブホールを通りぬけて検出器に到達する。

この検出器は、位置敏感型検出器であり、個々のイオンの質量分析（原子種である元素の同定）とともに、個々のイオンの検出器に至るまでの飛行時間を測定することによって、その検出された位置（原子構造位置）を同時に決定できるようにしたものである。したがって、３ＤＡＰは、試料先端の原子の位置及び原子種を同時に測定できるため、試料先端の原子構造を、３次元的に再構成、観察できる特長を有する。また、電界蒸発は、試料の先端面から順次起こっていくため、試料先端からの原子の深さ方向分布を原子レベルの分解能で調べることができる。

この３ＤＡＰは高電界を利用するため、分析する試料は、金属等の導電性が高いことが必要で、しかも、試料の形状は、一般的には、先端径が１００ｎｍφ前後あるいはそれ以下の極細の針状にする必要がある。このため、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の板厚中央部などから試料を採取して、この試料を精密切削装置で切削および電解研磨して、分析用の極細の針状先端部を有する試料を作製する。測定方法としては、例えば、Imago Scientific Instruments 社製の「ＬＥＡＰ３０００」を用いて、この先端を針状に成形したアルミニウム合金板試料に、１ｋＶオーダーの高パルス電圧を印加し、試料先端から数百万個の原子を継続的にイオン化して行う。イオンは、位置敏感型検出器によって検出し、パルス電圧を印加されて、試料先端から個々のイオンが飛び出してから、検出器に到達するまでの飛行時間から、イオンの質量分析（原子種である元素の同定）を行う。

更に、電界蒸発が、試料の先端面から順次規則的に起こっていく性質を利用して、イオンの到達場所を示す、２次元マップに適宜深さ方向の座標を与え、解析ソフトウエア「ＩＶＡＳ」を用いて、３次元マッピング（３次元での原子構造：アトムマップの構築）を行う。これによって、試料先端の３次元アトムマップが得られる。

この３次元アトムマップを、更に、析出物やクラスタに属する原子を定義する方法であるMaximum Separation Methodを用いて、原子の集合体（クラスタ）の解析を行う。この解析に際しては、Ｃｕ原子の数と、互いに隣り合うＣｕ原子同士の距離（間隔）、そして、前記特定の狭い間隔（１．０ｎｍ以下）を有するＣｕ原子の数をパラメータとして与える。そして、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含むことを満たす、原子の集合体を、本発明の原子の集合体と定義する。その上で、この定義に当てはまる原子の集合体の分散状態を評価して、原子の集合体の数密度を、測定試料数が３個以上で平均化して、１μｍ³当たりの平均密度（個／μｍ³）として計測し、定量化する。

（３ＤＡＰによる原子の検出効率）
但し、これら３ＤＡＰによる原子の検出効率は、現在のところ、イオン化した原子のうちの５０％程度が限界であり、残りの原子は検出できない。この３ＤＡＰによる原子の検出効率が、将来的に向上するなど、大きく変動すると、本発明が規定する原子の集合体の平均個数密度（個／μｍ³）の３ＤＡＰによる測定結果が変動してくる可能性がある。したがって、この原子の集合体の平均個数密度の測定に再現性を持たせるためには、３ＤＡＰによる原子の検出効率は約５０％と略一定にすることが好ましい。

（原子の集合体の定義）
本発明で規定する原子の集合体（クラスタ）とは、このような３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含むことを満たす、原子の集合体である。

また、本発明で規定する前記原子の集合体は、Ｃｕ原子だけで構成されるとは限らず、このＣｕ原子に加えて、非常に高い確率でＡｌ原子を含む。また、このＣｕ原子に加えて、他の元素として、特にＳｉ原子などを含む場合もある。すなわち、本発明で規定する前記原子の集合体は、前記したＣｕ原子の規定さえ満足すれば、他にどんな原子を含んでも良い。

更に、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の成分組成によっては、合金元素や不純物として含む、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、ＴｉあるいはＺｎなどの原子が原子の集合体中に含まれ、これらその他の原子が３ＤＡＰ分析によりカウントされる場合が必然的に生じる。しかし、これらその他の原子（合金元素や不純物由来）が原子の集合体に含まれるとしても、Ｃｕ原子の総数に比べると少ないレベルである。それゆえ、このような、その他の原子を集合体中に含む場合でも、隣合う他のＣｕ原子との規定距離（間隔）と、これを満足するＣｕ原子の個数の条件を満たすものは、本発明の原子の集合体として、Ｃｕ原子のみからなる原子の集合体と同様に機能する。

したがって、その他の原子を集合体中に含む場合でも、原子の集合体において、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子があれば、本発明の原子の集合体としてカウントする。そして、この条件を満たさない場合は、たとえＣｕ原子同士が近接していても、本発明の原子の集合体とはせず、カウントしない。

本発明の原子の集合体における、原子同士の距離の規定は、前記した通り、特定の（基準となる）Ｃｕ原子に対して、隣り合う他の全ての原子の距離が各々全て１．０ｎｍ以下にならなくてもよく、反対に、各々全て１．０ｎｍ以下になっていてもよい。言い換えると、距離が１．０ｎｍを超える他のＣｕ原子や、Ｃｕ原子以外の他の原子が隣り合っていても良く、特定の（基準となる）Ｃｕ原子の周りに、この規定距離（間隔）を満たす、他のＣｕ原子が最低１個あればいい。そして、この規定距離を満たす隣り合う他のＣｕ原子が１個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきＣｕ原子の数は、特定の（基準となる）Ｃｕ原子を含めて２個となる。また、この規定距離を満たす隣り合う他のＣｕ原子が２個ある場合には、距離の条件を満たす、カウントすべきＣｕ原子の数は、特定の（基準となる）Ｃｕ原子を含めて３個となる。

以上説明した、本発明のＣｕ原子の集合体は、熱延板や冷延板の溶体化および焼入れ処理と、これに続く低温での長時間焼鈍とを組み合わせた調質（後述する）により生成するものと推考される。

（原子の集合体の平均密度）
本発明では、以上のように規定され、かつ３ＤＡＰ分析により測定される原子の集合体を、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度で、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板組織中に存在させる。すなわち、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含むことを満たす原子の集合体を、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度で、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板組織中に存在させる。なお、本発明では、原子の集合体の平均密度の上限値は、特に限定するものではないが、製造上の限界などからすれば、１×１０⁶個／μｍ³程度が想定される。

これによって、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のプレス成形性である、ＳＳマークの発生を確実に抑制させることができる。即ち、原子の集合体が多いほど、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の原子空孔を、原子の集合体で閉塞（トラップ）させることができる。原子空孔の存在は、応力−歪曲線上のセレーションに起因するパラレルバンドの発生や伝播を促進させると推考される。このため、原子空孔が原子の集合体で閉塞されると、ＳＳマークの発生や伝播が抑制される。また、これによって、降伏伸びの発生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も同時に抑制できる。したがって、本発明によれば、ＳＳマークの発生を総合的に抑制でき、プレス成形性を向上させることができる。

これに対して、この原子の集合体が１．０×１０⁴個／μｍ³未満の平均密度では、原子の集合体が少なすぎて、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の原子空孔に、Ｃｕ原子を拡散させて、閉塞（トラップ）させることができない。このため、原子空孔が多くはそのまま残り、この原子空孔による、ＳＳマークの発生や伝播の促進作用を止めることができずに、ＳＳマークの発生を十分抑制させることができなくなる。

ここで、本発明の原子の集合体が、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含むことを満たすこととしたのは、この個数が５個未満では、原子の集合体のサイズが小さすぎて、原子空孔の閉塞（トラップ）効果が小さくなるからである。一方で、原子の集合体における、このＣｕ原子の個数を１００個以上の多数とすることは、そのサイズが大きくなりすぎてＳＳマーク発生の抑制効果が小さくなる。したがって、このＣｕ原子の個数は、好ましくは、５個以上、１００個未満の範囲となる。

（ランダムマークの発生防止）
本発明では、ＳＳマークのうち、降伏伸びの発生によるランダムマークの発生も防止できる。したがって、このランダムマークの発生防止のために、従来の予歪み（予加工）を与える対策も不要となる。言い換えると、従来の予歪み（予加工）を与えずとも、歪量の比較的低い部位で発生するランダムマークと、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、降伏伸びに起因するランダムマークの発生とともに、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板の化学成分組成は、基本的に、Ａｌ−Ｍｇ系合金であるＪＩＳ５０００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。このため本発明合金板は、５０００系アルミニウム合金の中でも、質量％で、Ｍｇ：２．０〜６．０％、Ｃｕ：０．３％を超え、２．０％以下を含み、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。なお、元素含有量は全て質量％である。

更に、不純物元素としてのＺｎは、前記した通り、室温での時効硬化が生じて曲げ性やプレス成形性を低下させる原因となるので、極力含まないようにする。また、仮に含んでも、質量％で１．０％以下、好ましくは０．６％以下、より好ましくは０．１％以下に規制する。

Ｍｇ：２．０〜６．０％
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０．５％未満では、強度や耐久性が不十分となる。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２．０〜６．０％、好ましくは２．４〜５．７％の範囲とする。

Ｃｕ：０．３％を超え、２．０％以下
Ｃｕは、前記したＣｕを主体とする原子の集合体（微細クラスタ）を形成して、Ｚｎと違い、板を室温時効硬化させることなく、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。Ｃｕが０．３％以下と少なすぎる場合は、Ｃｕを主体とするクラスタの生成量が不足して、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。一方、Ｃｕの含有量が２．０質量％を越えれば、粗大な晶出物や析出物の生成量が多くなり、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。Ｃｕの含有量は０．３％を超え、２．０％以下の範囲内とし、好ましくは０．５〜１．５％の範囲内である。

Ｃｕ／Ｍｇ：０．０５〜１
ここで、Ｃｕの前記添加効果を発揮させるためには、ＣｕのＭｇに対する含有量の比：Ｃｕ／Ｍｇを、好ましくは０．０５〜１とする。この比の上限値と下限値とは、互いの前記含有量の、上限値と下限値同士あるいは好ましい上限値と下限値同士の比から算出されるものであり、好ましくは０．０８〜０．８の範囲とする。

その他の元素
その他の元素は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉなどが例示される。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。これら元素を例えば検出限界以下などに敢えて低減することは製造コストを押し上げるので、５０００系アルミニウム合金の通常の規格（上限量）と同程度の含有の許容（上限値の規定）が必要となる。この点で、前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｆｅ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０５％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、Ｔｉに付随して混入しやすいＢ（ボロン）をＴｉの含有量未満の範囲で含有することを許容する。

（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。

溶体化処理（最終焼鈍）
本発明の組織を有する板とするためには、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う溶体化・焼入れ処理を行う。このような溶体化・焼入れ処理を行った材料、いわゆるＴ４処理（調質）材は、比較的緩やかな加熱や冷却を伴う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る。また、溶体化処理に続く焼入れ処理時には原子空孔が導入される。

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る。また、この溶体化処理温度での保持は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十分となって強度・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１８０秒を越えれば、結晶粒の過度の粗大化による、成形性の低下や成形時の肌荒れ発生などの問題が生じる。

焼入れ処理
この溶体化処理後の焼入れ処理時は、板の温度が溶体化温度から、続く低温焼鈍温度まで、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。冷却速度が２０℃／秒未満では、冷却中に粗大な析出物が生成して、この後に低温焼鈍を加えて最終板としても、原子の集合体（微細クラスタ）の生成量が不足してＳＳマークが発生する。これら急速加熱や急速冷却を伴う溶体化・焼入れ処理は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）等を用いて連続的に行っても良いし、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っても良い。ここで、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。

低温焼鈍
この焼入れ処理（急冷）に続いて、５０℃以上１００℃以下の範囲で２４時間以上保持する低温焼鈍を、連続して行う。このためには、板の温度が５０℃以上１００℃以下の範囲となったところで、焼入れ処理（急冷）における冷却を停止し、この５０℃以上１００℃以下の温度範囲で、そのまま、板（コイル）を２４時間以上保持する。ここで、５０℃未満での保持時間が２００秒以内であれば、焼入れ処理と低温焼鈍の間に板が５０℃未満になっても良い。

このように、溶体化・焼入れ処理後に、連続的に低温焼鈍を行うことが、本発明の板として、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体を、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度で含むために重要である。

この低温焼鈍の５０〜１００℃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。これは、低い焼鈍温度の方が、溶体化焼入れ処理後の過飽和固溶度が大きくなるため、超微細なクラスタが安定的に形成されるためである。この低温焼鈍温度が１００℃を超えて高すぎると、粗大なＭｇ−Ｃｕ系析出物が低密度に分散するため、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体が、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度とならない。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。

また、この低温焼鈍温度が５０℃未満であったり、例え適正な５０〜１００℃の温度範囲であっても、保持時間が２４時間未満であると、原子の拡散が不十分となる。このため、いずれの場合も、超微細なクラスタの形成量が不十分で、低温焼鈍の効果が不足する。

溶体化・焼入れ処理後に、板を室温まで冷却せずに、連続的にこの低温焼鈍を行うためには、板温が５０〜１００℃になったところで強制空冷やミスト等の強制冷却（急冷）を停止するか、浴温が５０〜１００℃の温水浴か油浴に浸漬して冷却（急冷）する。そして、その後、板やコイルをそのまま速やかに、炉内に移すかカバーして温度保持するか、板を再加熱後に炉内に移すかカバーして温度保持し、５０〜１００℃の範囲でこの低温焼鈍を施す。

なお、この溶体化処理・焼入れ処理後に、板の形状制御や残留応力除去のために、スキンパスを行ったり、テンションレベラー通板を行ってもよい。その後の付加焼鈍あるいは時効処理は、ＳＳマーク発生抑制効果からして不要であり、本発明では行わない。

このような溶体化処理・焼入れ処理と低温焼鈍との特殊な組み合わせによって、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織を本発明で規定する原子の集合体とすることができる。すなわち、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体が、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度で含むものとできる。そして、これによって、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の限界ひずみ量増大効果を高めて、応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、これに起因する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できる。また、ＳＳマークのうち、降伏伸びの発生によるランダムマークの発生も防止できる。

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（表１の続き）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。これらの結果も表２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。

熱延板や冷延板の各製造方法（条件）は、各例とも同じ共通条件で行った。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、硝石炉にて４００℃、１０秒の中間焼鈍を行い、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に示す通り、溶体化処理および焼入れ処理、その後の連続する低温焼鈍処理を、各々条件を種々変えて行った。この低温焼鈍は、焼入れ処理を浴温が５０〜１００℃の油浴に浸漬して行い、板温が５０〜１００℃へ到達後に、板を室温まで冷却せずに、５０〜１００℃に保持した炉内に移して温度保持し、この低温焼鈍を施した。なお、溶体化処理および焼入れ処理後の、予歪みを与える冷間加工としてのスキンパスや、その後の室温時効処理、人工時効処理などは行っていない。

これら低温焼鈍処理後の板から試験片（１ｍｍ厚み）を切り出し、室温時効の影響がない（無視できる）、低温焼鈍処理後（最終板を作製してから）２４時間以内に、この試験片（調質直後の板）の３ＤＡＰ測定、組織、機械的な特性を各々測定、評価した。

（３ＤＡＰによる組織測定）
３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡と分析解析ソフトとを用いた測定方法（段落００３７〜００４３に詳述した測定方法）により、本発明で規定した原子の集合体の平均密度を測定した。

（機械的特性）
前記板の機械的特性の調査として、引張試験を行い、引張強さ、伸びを各々測定した。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、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分として、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

（室温での経時変化後の板の特性）
また、室温で保持した際の経時変化（室温時効硬化の影響）を評価するために、前記調質処理（製造）してから１ヶ月間、上記各試験片を室温で保持した後に、同様の条件で引張試験を行い、前記調質処理（製造）直後からの、引張強さの増加量（室温時効硬化量）を求めた。

（ＳＳマーク発生評価）
同様に、前記室温保持１ヶ月経過後の板のプレス成形性としてのＳＳマーク発生評価のために、前記室温保持１ヶ月後の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。ちなみに、本実施例では、実際に（直接的に）プレス成形しての、板のＳＳマーク性（ＳＳマーク発生）は確認していないが、このセレーション発生の臨界歪み量は、実際のプレス成形した場合のＳＳマーク性に、非常によく相関している。このため、本発明では、前記アルミニウム合金板のＳＳマーク性（成形性）を示す指標として、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を好ましくは８％以上とする。このセレーション発生の臨界歪みは高いほど良く、本発明ではその上限は特に規定しない。ただ、前記アルミニウム合金板の製造限界からすると、この臨界歪みの上限は概ね２０％程度である。

（プレス成形性評価）
アウタパネルで問題となる張出成形性の評価として、張出成形試験を行った。張出成形試験は、最終板を作製してから１ヶ月後に、直径１０１．６ｍｍの球頭張出ポンチを用い、長さ１８０ｍｍ、幅１１０ｍｍの試験片に潤滑剤としてスギムラ化学(株)製防錆洗浄油Ｒ−３０３Ｐを塗布し、成形速度４ｍｍ／Ｓ、しわ押さえ荷重２００ｋＮ、ストローク２０ｍｍで張出成形試験を行い、割れの発生状態を目視観察した。そして、プレス成形時の割れが全く発生していないものを○、一部でも割れが発生しているものを×として評価した。

表１の通り、発明例１〜９は、Ｃｕを含有し、Ｚｎを含有しないか規制しており、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金組成規定を満足する。また、表２の通り、前記した溶体化処理・焼入れ処理と低温焼鈍との特殊な組み合わせの、好ましい製造条件で製造されている。この結果、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織を本発明で規定する原子の集合体とすることができている。すなわち、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体が、１．０×１０⁴個／μｍ³以上の平均密度で含むものとできている。

これによって、各発明例は、前記調質処理（製造）直後からの引張強さの増加量（室温時効硬化量）が小さく、ＳＳマーク特性を含めたプレス成形性に優れている。すなわち、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％以上であり、前記張出成形試験でも割れは発生していない。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や室温時効硬化すること無しに、達成できている。

但し、許容量ではあるが、Ｚｎを０．６％と比較的多く含有する発明例９は、０．０２％と少ない含有量である発明例５や、Ｚｎを含有しない他の発明例に比して、許容範囲ではあるが、室温時効硬化量が大きくなっている。

一方、比較例１０〜１４は、発明例３と同じ合金組成でありながら、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１０は溶体化処理温度が低すぎる。
比較例１１は焼入れ処理での急冷における冷却速度が低すぎる。
比較例１２は低温焼鈍温度が低すぎる。
比較例１３は低温焼鈍温度が高すぎる。
比較例１４は低温焼鈍での保持時間が短すぎる。

この結果、比較例１０〜１４は、本発明で規定するＣｕ原子の集合体を下限（１．０×１０⁴個／μｍ³）未満の平均密度しか含んでいない。このため、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、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マーク特性が発明例に比して著しく低い。すなわち、前記セレーションが起きやすい組織となっている。

比較例１５〜１８は、表１、２の通り、調質条件は好ましい範囲ではあるが、合金組成が発明範囲を外れている。比較例１５はＣｕを含有せず、比較例１６はＣｕ含有量が少なすぎる。比較例１７はＭｇ含有量が多すぎる。比較例１８はＺｎ含有量が多すぎる。

この結果、Ｃｕの効果が発揮できない比較例１５、１６は、溶体化処理・焼入れ処理と低温焼鈍との組み合わせの好ましい条件で製造されているにもかかわらず、本発明で規定するＣｕ原子の集合体を含まないか、下限（１．０×１０⁴個／μｍ³）未満の平均密度しか含んでいない。このため、室温時効硬化量は少ないものの、強度も低く、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マーク特性は発明例に比して著しく低い。すなわち、前記セレーションが起きやすい組織となっている。

比較例１７も、室温時効硬化量は少ないものの、強度が高すぎ、伸びが低く、プレス成形時に割れが生じて、プレス成形性が発明例に比して低い。

比較例１８は、Ｚｎが多すぎるために、室温時効硬化量が許容範囲を超えて大きくなり、プレス成形時に割れが生じて、プレス成形性が発明例に比して低い。

以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい製造条件などの、ＳＳマーク特性やプレス成形性あるいは機械的特性などを兼備するための、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、室温での時効硬化による曲げ性の低下などの新たな問題が生じることなしに、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して、ＳＳマーク発生を抑制でき、自動車パネルへのプレス成形性を向上させた、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。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｍｇ：２．０〜６．０％、Ｃｕ：０．３％を超え、２．０％以下を含み、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、３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡により測定された原子の集合体として、隣り合う他のＣｕ原子との距離のうちの少なくとも１つが１．０ｎｍ以下であるＣｕ原子を５個以上含む原子の集合体を１．４×１０⁴個／μｍ³以上、１×１０ ⁶ 個／μｍ ³ 以下の平均密度で含むことを特徴とする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：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０５％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、更に、質量％で、Ｚｎ：１．０％以下含有する請求項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成形性を示す指標として、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項に記載のアルミニウム合金板。