JP6768568B2 - プレス成形性、リジングマーク性、ｂｈ性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Description

本発明は、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れた６０００系アルミニウム合金板に関するものである。

自動車からの排出ガスによる地球環境問題に対して、自動車等の輸送機器による燃費向上が求められている。特に、自動車の車体に対しては、従来から使用されている鋼材に替わって、より軽量なアルミニウム合金材が適用されている。このうち、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフなどの外装材（外装板材、アウタパネル材）の素材として、時効硬化性や耐食性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の６０００系アルミニウム合金の需要が高まっている。

自動車用外装用部材には、一般にプレス成形が施されることから、適用されるアルミニウム合金板には優れた成形性が求められる。近年では、車体デザインやキャラクタラインの多様化や先鋭化、複雑化に伴い、プレス成形加工が複雑で、加工条件が厳しくなる事例が増えており、プレス成形加工における、板材の破断限界をより向上させることが必要となっている。

これに対して、従来から、前記自動車パネル材用の素材６０００系アルミニウム合金板において、前記成形性やＢＨ性（ベークハード性、人工時効硬化性）を向上させるための合金組成や、組織制御の手段は、結晶粒径の制御から、集合組織の制御を含め、原子の集合体（クラスター）の制御に至るまで、周知の通り、多数提案されている。
これらの組織制御の手段の中で、ｒ値を制御して自動車のアウタパネルなどへのプレス成形性を向上させるために、集合組織を制御することも、従来から種々提案されている。

例えば、特許文献１では、６０００系アルミニウム合金板の、Ｃｕｂｅ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位の平均合計面積率を２０〜６５％である集合組織とし、この集合組織におけるＣｕｂｅ方位の平均面積率を５〜１５％、板の圧延方向に対して各々、０°方向のｒ値をｒ０ 、４５°方向のｒ値をｒ４５、９０°方向のｒ値をｒ９０とした時の、これらｒ値の平均値として、ｒｂａｒ ＝１／４×（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）と規定されるｒｂａｒを１．５以上とし、ｒ値の異方性を示す指標であるΔｒの絶対値として、１／４×（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）と規定されるΔｒを０．７５以下とすることが提案されている。

特許文献２では、６０００系アルミニウム合金板の表面から板厚の１／４深さ部分における結晶方位分布関数解析による、ランダム方位（％）＝１００−Ｃｕｂｅ方位（％）−Ｇｏｓｓ方位（％）−Ｂｒａｓｓ方位（％）−Ｃｕ方位（％）−Ｓ方位（％）−ＰＰ方位（％）−ＲＷ方位（％）と規定する、ランダム方位の面積率を５５〜７５％として、前記Δｒを０．２〜０．６とするとともに、前記ｒ値の平均値を０．５以上として、伸びフランジ性および曲げ加工性に優れた板とすることが提案されている。

特許文献３では、６０００系アルミニウム合金板の表面から板厚の１／４深さ部分における結晶方位分布関数解析によるキューブ方位分布密度が１０〜２５の範囲であり、かつ、ｒｂａｒが０．５０以上、Δｒが０．３０以下として、曲げ加工性とプレス成形性に優れた板とすることが提案されている。

また、プレス成形を施した６０００系アルミニウム合金板においては、リジングマークなどの表面の肌荒れ不良が生じやすいという課題もある。リジングマークは、板表面に筋状の凹凸が生じる現象で、板内部に形成する集合組織に起因している。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、また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生じやすい。また、プレス成形直後は比較的目立たず、塗装工程に進んだ後に（塗装後に）目立ちやすくなり、製品板（パネル）の表面品質を低下させるため、抑制することが必要である。

このリジングマークの課題を解決するために、例えば特許文献４では、各集合組織の標準偏差を、（［Ｃｕｂｅ］＋［ＣＲ］＋［ＲＷ］＋［Ｇｏｓｓ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｃｕ］＋［ＰＰ］）／８≦１．０として、結晶方位の局所的な集積を抑制することで、リジングマークを抑制する方法が提案されている。

また、特許文献５では、Ｃｕｂｅ方位およびＮＤＣｕｂｅ方位の方位密度をＣ＜１５、Ｎ＜１５、１／２０＜Ｎ／Ｃ＜１として、かつ耳率が７％以下、結晶粒度が５以上とすることで、リジングマークを抑制する方法が提案されている。

特許第５４３２４３９号公報 特許第４４９５６２３号公報 特開２０１５−６７８５７号公報 特許第４４９９３６９号公報 特開２００９−２５６７２２号公報

ただ、これら従来の方法は、各々、ｒ値の制御のみ、またはリジングマークの制御のみを制御した特許であり、これら従来の方法だけで、前記ｒ値とリジングマークの制御の両立と、更に強度特性をも両立させることは難しい。

例えば、前記従来技術のうち、特許文献２、３は、均質化熱処理（均熱）工程にて、比較的低い温度で均熱処理を実施することで、集合組織の割合を制御し、ｒ値の異方性を低くする方法が提案されているが、この手法では、相対的に強度が低くなることが懸念される。

また、前記特許文献４では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板であって、Ｍｇを０．１〜３．０質量％，Ｓｉを０．１〜２．５質量％含有し、且つＣｕｂｅ方位，ＣＲ方位，ＲＷ方位，Ｇｏｓｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，ＰＰ方位の各集合組織が、下記式（１）の条件を満たすことを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が提案されている。
（［Ｃｕｂｅ］＋［ＣＲ］＋［ＲＷ］＋［Ｇｏｓｓ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｃｕ］＋［ＰＰ］）／８≦１．０（％） ・・・ （１）
（式中、［ｘ］は、板幅方向５００μｍ毎の板断面における方位ｘの面積率の標準偏差（％）を示す。）
前記特許文献４では、冷延前焼鈍および中間焼鈍を比較的低温で行うことで、このような集合組織を得て、リジングマークを抑制する方法が提案されている。
ただ、この手法ではＣｕｂｅ方位の面積率自体が比較的高くなり、ｒ値の異方性が高く、ｒ４５が低くなり、プレス成形性が低下することが懸念される。

本発明では、このような従来の方法の限界に着目してなされたものであり、強度水準を高く維持したまま、４５°方向のｒ値が高く、ｒ値の異方性Δｒが低く、かつリジングマーク抑制を両立できる、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れたアルミニウム合金板を提供しようとするものである。

発明が解決するための手段

前記目的を達成するため、本発明のプレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量%で、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可逆的不純物からなり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、前記板の圧延方向に平行な方向の断面における集合組織として、前記板の断面の板厚方向全域に亙ってＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した結晶方位分布関数により求められる、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の合計ピーク強度が、７．０≦［Ｃｕｐｐｅｒ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｐ］＋［Ｑ］≦１５．０を満たし、前記板の表面における集合組織として、前記板表面の圧延方向に直角な方向３００μｍ×圧延方向に平行な方向２０００μｍの矩形領域をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した際のＣｕｂｅ方位面積率をＷとしたとき、前記矩形領域を前記板の圧延方向に直角な方向に亙って１０個並列した領域における前記Ｃｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差が３．０%以下であって、さらに、前記アルミニウム合金板の、最終調質後に２０〜３０℃で９０日放置した後の導電率が４７ＩＡＣＳ％以下であることとする。

前記特許文献４のように、Ｃｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差を小さくすれば、リジングマーク性は向上するが、Ｃｕｂｅ方位面積率が高いので、ｒ値の異方性が高く、ｒ４５が低くなり、プレス成形性が低下しやすい。
このため、本発明では、板の主要な集合組織を制御し、ｒ値の異方性を制御してプレス成形性を向上させる。一方、Ｃｕｂｅ方位については、板表面における結晶方位集合組織を適正に制御してＣｕｂｅ方位面積率の標準偏差を低くし、リジングマーク性を向上させる。
これによって、本発明によれば、強度水準を高く維持したまま、比較的低くなりやすい４５°方向のｒ値を０．４５以上で、かつｒ値の異方性Δｒを０．２０以下としてプレス成形性を向上させることができる。また、合わせてリジングマークの発生が抑制された優れた表面性状に制御することができ、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れた６０００系アルミニウム合金板が得られる。

以下に、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板について、要件毎に具体的に説明する。

(化学成分組成)
先ず、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系(以下、６０００系とも言う)アルミニウム合金板の化学成分組成について、以下に説明する。
本発明では、前記自動車の外装材（アウタパネル材）などの素材板として必要な、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性、そして、好ましくは溶接性、耐食性などの諸要求特性を、６０００系アルミニウム合金板の組成の面から満たすようにする。但し、この場合でも、従来の組成や製造条件を大きくは変えないことを前提とする。
ここで、前記アルミニウム合金板のプレス成形性とは、具体的には、前記板の圧延方向に対して各々、０°方向のｒ値をｒ０ 、４５°方向のｒ値をｒ４５、９０°方向のｒ値をｒ９０とした時の、前記ｒ４５が０．４５以上であるとともに、ｒ値の異方性を示す指標である、１／４×（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）と規定されるΔｒが０．２０以下であることが好ましい。
また、前記アルミニウム合金板のリジングマーク性とは、具体的には、リジングマークの発生が抑制された表面性状に優れたものであることが好ましい。
また、前記アルミニウム合金板のＢＨ性とは、具体的には、前記板を１８５℃×２０分の人工時効硬化処理した際の０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上で、かつ耐力増加量が１００ＭＰａ以上であることが好ましい。

このような課題や特性を組成の面から満たすようにするため、６０００系アルミニウム合金板の組成は、質量％で、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。
この組成に加えて、前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．１％、Ｃｒ：０．０４〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ａｇ：０．０１〜０．１％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｚｎ：０．０１〜０．３％のうちの一種または二種以上を選択的に含んだ組成としてもよい。

前記６０００系アルミニウム合金板における、各元素の含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に説明する。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

（Ｓｉ：０．４〜１．５％）
Ｓｉは、Ｍｇとともに、固溶強化と、塗装焼き付けなどの低温での人工時効処理において、強度上昇に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能(ＢＨ性)を発揮し、アウタパネルなど自動車パネル材としての必要な強度(耐力)を得るための必須な元素である。

Ｓｉ含有量が少なすぎると、人工時効処理時にＭｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が低下して、焼付け塗装処理後の強度が著しく低下する。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｓｉは０．４〜１．５％の範囲とする。

（Ｍｇ：０．３〜１．５％）
Ｍｇは、Ｓｉとともに、固溶強化と塗装焼き付けなどの人工時効処理時において、強度上昇に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出粒子を形成して、人工時効硬化能(ＢＨ性)を発揮し、自動車パネル材としての必要な耐力を得るための必須な元素である。
Ｍｇ含有量が少なすぎると、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が低下して、焼付け塗装処理後の強度が低下する。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、熱間圧延中に大幅な板割れが生じる。したがって、Ｍｇの含有量は０．３〜１．５％の範囲とする。

（Ｓｉ、Ｍｇの固溶量）
ここで、板に含有するＳｉ、Ｍｇの存在形態として、製造方法や製造条件などにより、添加したＳｉおよびＭｇが粗大な第２相粒子として多く分散、析出し、板の溶体化処理後の固溶Ｓｉ量および固溶Ｍｇ量が少なくなると、最終調質処理後の時効硬化処理（塗装焼付け硬化処理など）における、０．２％耐力の上昇量が小さく、ＢＨ性が低下して、外装材としての強度が不足する可能性がある。
したがって、前記アルミニウム合金板のＢＨ性確保のためには、前記アルミニウム合金板の溶体化処理後あるいは最終調質処理後の固溶Ｍｇ量および固溶Ｓｉ量を確保する必要がある。具体的には、この固溶Ｍｇ量および固溶Ｓｉ量の目安として、最終調質処理後の前記アルミニウム合金板を、２０〜３０℃で９０日放置した後の、導電率が４７ＩＡＣＳ％以下であることが必要である。
ここで、前記アルミニウム合金板の導電率測定のタイミングを、圧延板製造の際の最終調質処理後２０〜３０℃で９０日放置した後と、あえて規定したのは、最終調質処理後の室温時効の経過時間にて変化する、前記アルミニウム合金板の導電率測定の再現性を図るためである。
また、ここで言う最終調質処理とは、圧延板の溶体化および焼入れ処理の後に、更に、予備時効処理などの低温での熱処理が施されて最終とする場合には、この低温での熱処理を最終調質処理とし、前記溶体化および焼入れ処理が最終の熱処理の場合には、この溶体化および焼入れ処理を最終調質処理とする。

（Ｍｎ：０．０１〜０．５％）
Ｍｎは、鋳造時や均質化熱処理時に、第２相粒子を形成し、これらが再結晶後の結晶粒界移動の障害として作用する効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。Ｍｎの含有量が０．５%超であると、粗大な第２相粒子が形成され、プレス成形性や溶接性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜０．５%、好ましくは０．１〜０．３％とする。

（Ｃｕ：０．００１〜１．０％）
Ｃｕは、比較的低温かつ短時間の人工時効処理条件において、時効析出粒子の形成を促進させる効果を有しており、また固溶したＣｕは、成形性を向上させることができる元素である。Ｃｕの含有量が１．０％超であると、耐応力腐食割れ性、糸錆性および溶接性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は０．００１〜１．０％、好ましくは０．１〜０．８％とする。

(Ｆｅ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎのうち一種または二種以上)
これらの元素は、共通して板を高強度化させる効果があるので、本発明では同効元素と見なせ、必要により選択的に含有させるが、その具体的な機構には、共通する部分も、異なる部分も勿論ある。

Ｆｅは晶出物を生成して、再結晶粒の核となり、結晶粒の粗大化を阻止し、強度を向上させる役割を果たす。含有量が少なすぎると、その効果が小さく、多すぎると、粗大な化合物を形成し、破壊の起点となり、強度や成形性が低下する。

Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖは、鋳塊及び最終板製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。また、これらの元素は分散粒子として存在して、結晶粒微細化に寄与して、成形性も向上させる。各々の含有量が少なすぎると、これらの結晶粒微細化による、強度や成形性の向上効果が不足する。一方、これらの元素が多すぎると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させる。

Ａｇは、自動車部材への成形加工後の人工時効熱処理によって強度向上に寄与する時効析出物を緊密微細に析出させ、高強度化を促進する効果がある。含有量が少なすぎると強度向上効果が小さく、多すぎると、圧延性及び溶接性などの諸特性を却って低下させ、また、強度向上効果も飽和し、高価となる。

Ｓｎは、室温でのクラスタ形成を抑制して、溶体化・焼き入れ処理後の板の、優れた成形加工性を長時間保持する効果を有し、更にその後に焼付け塗装処理などの人工時効熱処理した場合の強度を向上させる。含有量が少なすぎてはその効果が小さく、多すぎても却って熱間脆性を生じて熱間加工性（熱延性）を著しく劣化させる。

Ｚｎは、人工時効硬化能（ＢＨ性）を向上させるのに有用で、焼付け塗装処理で、板組織の結晶粒内へのＧＰゾーンなどの化合物相の析出を促進させて高強度化する効果がある。

したがって、これらＦｅ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｇ、Ｓｎ、Ｚｎは、含有させる場合には、前記した通り、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．１％、Ｃｒ：０．０４〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ａｇ：０．０１〜０．１％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｚｎ：０．０１〜０．３％の範囲で、一種または二種以上を含有させる。

その他の元素
これら記載した以外の、Ｔｉ、Ｂなどのその他の元素は不可避的な不純物である。Ｔｉは、Ｂとともに、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる。ただ、微量の含有によって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果もあるので、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲での各々の含有を許容する。この許容量の例として、Ｔｉは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。また、Ｂは０．０３％以下とする。

(集合組織)
本発明では、強度水準を高く維持したまま、比較的低くなりやすい４５°方向のｒ値を０．４５以上で、かつｒ値の異方性Δｒを０．２０以下とｒ値を制御して、プレス成形性を向上させ、かつｒ値の制御とリジングマーク抑制を両立させるために、板における各結晶方位集合組織成分の見直しを行った。
その結果、前記のようにｒ値を制御するためには、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により評価した、圧延方向に平行な方向の縦断面における集合組織の中で、相対的に低くなりやすい４５°方向のｒ値（ｒ４５）を高める、結晶方位の集積度を積極的に制御することが重要であることを見出した。
その一方で、板をプレス成形した後のパネル表面のリジングマークを抑制して、外装材としての優れた表面性状（リジングマークが無い塗膜外観、鮮鋭性、光沢性）を有するためには、板表面のＥＢＳＤ測定で評価した集合組織の中で、Ｃｕｂｅ方位の分布を制御することが重要であることを見出した。

すなわち、ｒ値を制御するために、前記板の圧延方向に平行な方向の断面における集合組織として、前記板の縦断面の板厚方向全域に亙ってＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した結晶方位分布関数により求められる、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の合計ピーク強度が、７．０≦［Ｃｕｐｐｅｒ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｐ］＋［Ｑ］≦１５．０（以下、式１とも言う）を満たすようにする。
ここで、前記板の圧延方向に平行な方向の断面とは、前記板の任意の部位を圧延方向に平行な方向に、前記板の平面方向（水平方向）に対して、垂直方向（縦方向）に切断した断面（縦断面）を言う。
これによって、前記アルミニウム合金板のプレス成形性として、前記板のｒ４５を０．４５以上とでき、前記板のｒ値の異方性を示す指標である前記Δｒを０．２０以下とすることができる。

これに対して、前記式１が７．０よりも小さい場合、ｒ値（ｒ４５）を高める結晶方位である、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の集積度が小さすぎるため、ｒ４５が低くなりやすく、Δｒが０．２０以下になりにくい。このため、［Ｃｕｐｐｅｒ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］ ＋［Ｐ］＋［Ｑ］は７．０以上が好ましく、より好ましくは７．５以上である。

一方、前記式１が１５．０を超えて高い場合は、反対にｒ値（ｒ４５）を高める結晶方位である、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の集積度が高くなりすぎるため、ｒ４５がｒ０やｒ９０と比較して高くなりすぎて、Δｒが０．２０以下と小さくなりにくい。このため、［Ｃｕｐｐｅｒ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｐ］＋［Ｑ］は１５．０以下が好ましく、より好ましくは１２．０である。

さらに、リジングマークを抑制するために、前記板の任意の部位の表面における集合組織として、前記板表面の圧延方向に直角な方向３００μｍ×圧延方向に平行な方向２０００μｍの矩形領域をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した際のＣｕｂｅ方位面積率をＷとしたとき、前記矩形領域を前記板の圧延方向に直角な方向に亙って１０個並列した領域における前記Ｃｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差を３．０％以下とする。
ここで、前記矩形領域は、板表面の圧延方向に直角な方向（板の幅方向）に３００μｍの長さ×圧延方向に平行な方向（板の長手方向）に２０００μｍの長さの矩形領域であり、この矩形領域にて測定されるＣｕｂｅ方位面積率をＷとする。そして、この矩形領域を前記板の圧延方向に直角な方向（板の幅方向）に亙って１０個並列した、これら各矩形領域における各々のＣｕｂｅ方位面積率Ｗの、前記１０個の領域における標準偏差を求める。

このような板表面におけるＣｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差の制御によって、板をプレス成形した後のパネル表面のリジングマークを抑制して、外装材としての優れた表面性状（塗膜の鮮鋭性、光沢性）を有することができる。
前記Ｃｕｂｅ方位面積率の標準偏差が３．０％よりも大きいと、Ｃｕｂｅ方位が筋状に分布しやすく、リジングマークが発生しやすい。このため、前記Ｃｕｂｅ方位面積率の標準偏差が３．０％以下であることが必要で、より好ましくは２．５％以下である。

(集合組織の定義)
通常のアルミニウム合金においては、下記の結晶方位集合組織の存在が知られており、これら結晶方位の体積分率に応じて、等しく引張変形が加わった場合でも、結晶方位によって、それぞれ変形状態が異なる。

Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞
Ｃｕｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞
Ｐ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｑ方位：｛１３０｝＜３１２＞

ここで、前記結晶方位集合組織の表現方法は、圧延板材の場合、圧延面と圧延方向で表される。即ち、圧延面は｛○○○｝で表現し、圧延方向は＜×××＞で表現する。○や×は、整数を表す。なお、これらは（長島晋一著「集合組織」（丸善株式会社）、軽金属学会「軽金属」解説Ｖｏｌ. ４３, （１９９３）２８５−２９３）などに記載されている。

(集合組織の測定方法)
以上の本発明で規定する各結晶方位集合組織は、走査電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope:ＳＥＭ）または電界放出型走査電子顕微鏡（Field Emission-Scanning Electron Microscope:ＦＥ−ＳＥＭ）を使用し、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法によって評価する。測定に供する試料は、最終調質処理を実施した冷延板に対し、その冷延板表面を機械研磨、バフ研磨した後、電解研磨を行い、表面の酸化皮膜を除去するなど、板の表面を調製する。

このＳＥＭ−ＥＢＳＤ法は、結晶方位集合組織の測定方法として汎用され、電界放出型走査電子顕微鏡（例えば、日本電子社製ＪＳＭ−７０００Ｆ）に、後方散乱電子回折像（ＥＢＳＤ: Electron Back-Scattered Diffraction Pattern：ＥＢＳＤ）システムを搭載した結晶方位解析法である。
ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法は、前記ＦＥ−ＳＥＭの鏡筒内にセットしたＡｌ合金板の試料に、電子線を照射して、その後方散乱電子の回折パターンをＥＢＳＤ装置（例えば、ＴＳＬ社製のＥＢＳＤ測定・解析システム：ＯＩＭ（Orientation Imaging Macrograph） Data & Analysis）に取り込み、結晶方位解析をしながら試料表面を１μｍおきに走査する。これにより、各点でのＥＢＳＰ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern）を得てその指数付けを行い、電子線照射部位の結晶方位を求める。得られた結晶方位測定データを圧延方向軸周りに９０°回転、さらに、圧延面法線方向に９０°回転操作し、測定領域全域においてＥＢＳＤによる結晶方位測定を行った際の、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）や面積率を計算し求める。これらＦＥ−ＳＥＭにＥＢＳＤシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ. ５２ Ｎｏ.２（Ｓｅｐ. ２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。

本発明では、ｒ値を制御するために、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により、板の圧延方向に平行な縦断面の板厚方向の全域に亙って測定した際の結晶方位分布関数（ＯＤＦ）から算出される、各結晶方位集合組織のピーク強度を規定している。以下に、その評価手法を説明する。

（板の圧延方向に平行な方向の任意の断面における結晶方位集合組織の分布状態の規定）
前記板の圧延方向の平行な方向での縦断面での結晶方位集合組織の分布状態は、前記ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用い、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の各ピーク強度を、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いて求める。
試料は、前記表面を調製した板の圧延方向に平行な方向の断面として、前記板の任意の部位を圧延方向に平行な方向に、板の平面方向（水平方向）に対して垂直方向（縦方向）に切断して、測定対象である断面（縦断面）を出して調整する。そして、この試料の断面の板厚方向全体と、圧延方向１０００μｍの範囲で囲まれる領域を測定し、測定視野は２視野として、測定値はその平均とする。

そして、前記測定範囲にて、ＯＤＦを、3つのオイラー角φ１、Φ、φ２が０〜９０°の範囲で展開級数２２まで計算し、得られたＯＤＦ値を集積度として各方位に対して求める。そして、これらの方位のそれぞれのＯＤＦ値を、各結晶方位の集積度＝ピーク強度として求める。得られる数値(無次元)は、ランダム方位のそれに対する大きさを示し、値が大きいほどその方位の集積度が高いことを意味している。
その際、各方位の３つのオイラー角は以下の通りとする。
φ１：０°かつΦ：０°かつφ２：０°はＣｕｂｅ方位。
φ１：０°かつΦ：４５°かつφ２：０°はＧｏｓｓ方位。
φ１：３５°かつΦ：４５°かつφ２：０°はＢｒａｓｓ方位。
φ１：０°かつΦ：３０°かつφ２：４５°はＣｕｐｐｅｒ方位。
φ１：５８°かつΦ：２９°かつφ２：６３°はＳ方位。
φ１：７０°かつΦ：４５°かつφ２：０°はＰ方位。
φ１：４５°かつΦ：１５°かつφ２：１０°はＱ方位。

本発明では、基本的に上記オイラー角から±２．５°以内の角度のずれは、同一の角度因子に属するものと定義する。斯かる範囲内であれば、ほぼ同一の性質を示すからである。

また、本発明では、リジングマークを抑制するため、任意の圧延面における矩形領域１０個分のＣｕｂｅ方位の面積率の標準偏差を規定している。以下に、その評価手法を説明する。

（板表面のＣｕｂｅ方位の分布状態の規定）
板表面（板の酸化皮膜を除いた圧延面）の集合組織を測定する場合には、前記表面を調製した板の表面における結晶方位集合組織の分布状態を、前記ＳＥＭ−ＥＢＳＤ法を用い、まず、圧延幅方向３００μｍ×圧延長手方向２０００μｍに亙る矩形領域における、Ｃｕｂｅ方位の面積率Ｗを測定する。
そして、この測定を、前記矩形領域に圧延幅方向に亙って隣接する同一面積の矩形領域１０個分で測定し、これら合計１０個の矩形領域におけるＣｕｂｅ方位の面積率Ｗの標準偏差を求め、評価する。

本発明では、基本的に測定した結晶方位のずれが、前記Ｃｕｂｅ方位の結晶面から±１０°以内であれば、同一の方位因子に属すると定義する。斯かる範囲内であれば、ほぼ同一の性質を示すからである。

(製造方法)
次に、本発明の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。本発明に係る製造方法は、合金鋳塊を比較的高温で均質化熱処理し、冷間圧延中に中間焼鈍を実施し、かつ熱間圧延から中間焼鈍を経て最終板厚までの冷間圧延における総圧延率（総板厚減少率）を８０％以上とすることで、板材内の集合組織成分の制御および板表面における筋状のＣｕｂｅ方位を減少させるところに大きな特徴を有するものである。

(溶解)
前記した組成を有するアルミニウム合金を溶解した溶湯から、所定形状の鋳塊を作製する。アルミニウム合金を溶解、鋳造する方法は、特に限定されず、常法あるいは公知の方法を用いればよい。

(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、熱間圧延に先立ち均質化熱処理（均熱処理）を施す。この均質化熱処理は、鋳造時の不均一な組織を均一にするために行う。均質化熱処理温度は、５００℃以上で融点未満が好ましい。５００℃未満では、第２相粒子の分散が多くなり、人工時効後の強度が低下しやすくなる。このため、均質化熱処理温度は５００℃以上が好ましく、より好ましくは５２０℃以上である。
なお、均質化熱処理は、上記条件で、通常の１回だけ行えば良く、一度５００℃以上で熱処理し、室温まで冷却した後に、５００℃以下の温度に再度加熱するような２回の均質化熱処理、あるいは室温まで冷却せずに５００℃以下の温度に再度加熱するような２段の均質化熱処理は行う必要は無い。これら２回あるいは２段均質化熱処理を行うと、添加したＭｇおよびＳｉが粗大な第２相粒子として多く分散し、溶体化処理後の固溶ＭｇおよびＳｉ量が少なくなる。このため、最終調質処理後の人工時効硬化処理（塗装焼付け処理）における０．２％耐力の上昇量が小さく、ＢＨ性が低下し、強度が不足する可能性がある。

(熱間圧延)
前記均質化熱処理の後に、所定の厚みとするために熱間圧延を行う。熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、粗圧延工程と仕上げ圧延工程に分けられる。これら粗圧延工程と仕上げ圧延工程では、リバース式またはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。

熱間圧延、特に粗圧延工程の開始温度は、４００〜５５０℃であることが望ましい。粗圧延の開始温度が低いと、圧延時の変形抵抗が大きくなるため好ましくない。粗圧延の開始温度が５５０℃を超えると、圧延時に再結晶粒が形成し、歪の蓄積が不足するため、所定の性質を満たさない。粗圧延の開始温度が前記均質化熱処理温度より低い場合は、適宜冷却して実施する。

熱間圧延の仕上げ工程の終了温度は、好ましくは３５０℃以下であり、より好ましくは３００℃以下である。熱間圧延の終了温度が３５０℃を超えると、板表層部を中心に再結晶粒が生じ、歪の蓄積量が不足するため、溶体化熱処理時に特定の結晶方位のみが発達することで変形に差が生じて、アルミニウム合金板を等方的な組織とすることができない。

(冷間圧延)
前記熱間圧延にて得られた板材は、熱間圧延から中間焼鈍までの板厚減少率６０％以上が好ましく、より好ましくは６５％以上である。また、熱間圧延から溶体化処理までの総板厚減少率は８０％以上が好ましく、より好ましくは８５％以上である。熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延における板厚減少率が６０％未満、または熱間圧延から溶体化処理までの総板厚減少率が８０％未満であると、歪量が不足し、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の形成量が減少するため、ｒ４５が低くなりやすい。

(中間焼鈍)
中間焼鈍は、４００℃以上の温度で、５℃／ｓ以上の昇温速度にて行う。中間焼鈍温度が４００℃未満の場合、再結晶が促進されず、かつＣｕｂｅ方位が筋状に形成しやすい。そのため、中間焼鈍温度は４００℃以上が好ましく、より好ましくは４５０℃以上である。また、中間焼鈍における昇温速度が５℃／ｓ未満の場合、Ｃｕｂｅ方位が筋状に形成し、その標準偏差が４．０％以上となりやすく、リジングマークが発生しやすい。そのため、中間焼鈍における昇温速度は５℃／ｓ以上が望ましく、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。

(溶体化および焼入れ処理)
冷間圧延後、溶体化焼入れ処理を行う。溶体化処理は、５００℃〜５７０℃で０〜２０ｓ保持する条件で行い、その後１０℃／ｓ以上の冷却速度で焼入れ処理を行うことが望ましい。焼入れ処理の冷却速度が遅いと、結晶粒界上にＳｉ、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物が形成しやすくなり、プレス成形や曲げ加工における割れの起点となりやすく、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、浸漬などの水冷手段や条件を各種選択して用い、冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。

更に、成形パネルの塗装焼付け工程などの人工時効硬化処理での時効硬化性を高めるため、前記溶体化処理の後に、直ちに予備時効処理を行う。予備時効処理では、７０〜１２０℃の温度範囲とし、１〜２４時間の範囲で等温保持するのが望ましい。また、この予備時効処理は、前記焼入れ後１０分以内、または焼入れ時の冷却終了温度を７０〜１２０℃と高くして実施することが望ましい。

次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す組成のアルミニウム合金板を、表２に示す条件にて、均質化熱処理、熱間圧延、冷間圧延および中間焼鈍を行い、続いて溶体化熱処理にて製品とした。なお、表１中の各元素の含有量の表示において、数値を空白としている元素は、その含有量が検出限界以下であることを示す。

以下に、アルミニウム合金板のより具体的な製造条件を説明する。表１に示す各組成の鋳塊を、ＤＣ鋳造法にて溶製した。続いて実施する均質化熱処理は、表２に示す温度にて、各例とも共通して４時間の熱処理を実施した。均質化熱処理終了後は、室温まで冷却することなく、表２に示す熱間圧延開始温度まで冷却した後、熱間圧延の粗圧延を実施した。そして、３００℃以下で仕上げ圧延を終了した。各熱間圧延板の最終板厚は３．５〜１０ｍｍとした。

熱間圧延後のアルミニウム合金板に対し、表１〜３の比較例１および比較例２の例を除き、冷間圧延を行った後に、連続焼鈍炉またはバッチ式の大気炉にて中間焼鈍を実施した。表１〜３の比較例１では、中間焼鈍を実施せず、比較例２では熱間圧延終了後に５００℃で中間焼鈍を行った。中間焼鈍終了後は、再度冷間圧延を実施し、各例とも共通して、最終板厚を１ｍｍとした。連続式の熱処理設備で、５５０℃まで加熱して、直ちに１０℃／ｓ以上の冷却速度で、室温まで冷却する溶体化焼入れ処理を行った。また。各例とも共通して、室温まで冷却した後、直ちに１００℃まで加熱して、その温度で２時間保持する予備時効処理を最終調質処理として実施した。

これら最終調質処理後のアルミニウム合金板から供試板を採取し、前記最終調質処理後３０日後の室温時効の、各供試板の機械的性質および微細組織（集合組織）を調査した。また、前記最終調質処理後２０〜３０℃の温度範囲で９０日間室温時効させた、各供試板の導電率を調査した。

(機械的性質)
機械的性質の測定に供する引張試験片は、前記供試板から引張方向が圧延方向に平行、４５°方向および垂直となるように、ＪＩＳ２２０１の１３Ａ号試験片（２０ｍｍ×８０ｍｍＧＬ×板厚１ｍｍ）を採取および作製し、室温にて引張試験を行った。引張試験は、０．２％耐力測定までは５ｍｍ／ｍｉｎ、耐力以降を３０ｍｍ／ｍｉｎとし、０．２％耐力、塑性歪１０％付加時の、前記圧延方向に対して平行方向のｒ値ｒ０、４５°方向のｒ値ｒ４５、垂直方向のｒ値ｒ９０を各々測定した。そして、Δｒを、１／４×（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）から算出した。これらの結果を表３に示す。なお、引張試験の測定数は２回とし、各種特性は平均値で求めた。
ここで、自動車外装材として、アルミニウム合金板のプレス成形性は、前記ｒ４５が０．４５以上であるとともに、前記Δｒが０．２０以下で合格とした。

(ＢＨ性)
ＢＨ性（ベークハード性）は、前記大型パネルへの成形を模擬して、前記供試板に、この板の圧延方向に２％のひずみの引張変形を予め付与した後で、前記大型パネルの時効硬化処理（塗装焼き付け処理）を模擬して、１８５℃×２０分の人工時効硬化処理（ＢＨ）後の板から、圧延方向に対して直角方向となる、前記引張試験片を採取し、前記要領にて引張試験を行って、０．２％耐力を各々測定した。そして、前記時効硬化処理前における０．２％耐力値を引くことにより、時効硬化処理による耐力上昇量を算出した。
ここで、自動車外装材として、アルミニウム合金板のＢＨ性は、ＢＨ後の０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上で、かつＢＨによる耐力増加量が１００ＭＰａ以上で合格である、

(リジングマーク)
前記供試板から切り出した各試験片に対し、圧延方向に垂直方向に１５％の塑性歪みを加えた後、ＥＤ塗装を施してリジングマークの有無を目視評価した。自動車外装材として、リジングマークの評価は、発生していないものを○、明瞭なリジングマークが発生しているものを×とした。

（集合組織）
前記供試板の集合組織は、前記したＳＥＭ−ＥＢＳＤ法にて、日本電子社製のＦＥ−ＳＥＭ（ＪＳＭ−７１００Ｆ）を用い、加速電圧２０ｋＶの条件の下、株式会社ＴＳＬソリューション社製の測定ソフト（ＴＳＬ−ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ Ｖｅｒ. ５）にて、前記した所定の観察面および前記所定の測定矩形領域における結晶方位を測定した。続いて、株式会社ＴＳＬソリューション社製の測定ソフト（ＴＳＬ−ＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ Ｖｅｒ. ６. ２）にて、各結晶方位集合組織を解析し、集積度および標準偏差を求めた。なお、本解析における電子線の間隔（ステップ）は２μｍとした。その結果を表３に併記する。

（導電率）
前記供試板の導電率は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定計（ＳＩＧＭＡＴＥＳＴ Ｄ ２．０６８）にて、板表面を２０℃に保持した状態で５点測定し、それらの平均値をその試料の導電率とした。

表１〜３に示すように、各実施例は、本発明成分組成範囲内で、かつ、中間焼鈍前における冷間圧延の板厚減少率、中間焼鈍の熱処理温度と昇温速度、および熱間圧延から溶体化熱処理までの総板厚減少率が、それぞれ好ましい条件範囲で製造されている。
このため、表３に示す通り、各実施例は、本発明で規定する、Ｓｉ、Ｍｇの固溶量と結晶方位集合組織とを有する。即ち、ｒ値の制御とリジングマーク抑制を両立するために、板の比較的広域な領域における結晶方位の分布状態を、本発明の規定範囲内に制御することができている。また、ＢＨ性を確保するために十分なＳｉ、Ｍｇの固溶量が確保されている。
この結果、各発明例は、ｒ値の制御（プレス成形性）、リジングマーク抑制、ＢＨ性が互いに両立されている。
すなわち、各実施例は、前記アルミニウム合金板のプレス成形性が、前記ｒ４５が０．４５以上であるとともに、前記Δｒが０．２０以下であり、リジングマークの発生が無い表面性状に優れたものである。また、前記アルミニウム合金板のＢＨ後の０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上で、かつ耐力増加量が１００ＭＰａ以上を満足する。したがって、各実施例は自動車外装材の要求特性を満足している。

これに対して、比較例１〜８は、表１〜３に示すように、本発明の成分組成範囲、または製造条件が好ましい範囲から外れている。このため、これら比較例は、集合組織が本発明で規定する範囲から外れ、実施例に比してｒ値や、リジングマーク性が劣っている。

比較例１は、冷間圧延の板厚減少率を８３％と高くしているが、中間焼鈍が未実施である。このため、Ｃｕｂｅ方位が圧延面において筋状に形成し、Ｃｕｂｅ方位の標準偏差が３．０％を超え、リジングマークが抑制されていない。

比較例２は、熱間圧延直後に中間焼鈍を実施し、熱間圧延から中間焼鈍までの冷延を行っていない。このため、リジングマークは抑制されるが、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の形成量が少なく、ｒ４５が０．４５未満となり、Δｒが０．２０を超えている。

比較例３は、中間焼鈍前における冷間圧延の板厚減少率は本発明の範囲内であるが、中間焼鈍の昇温速度が５℃／ｓ以下と遅い。このため、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の形成量が少なく、ｒ４５が０．４５未満となり、Δｒが０．２０を超えている。

比較例４は、均質化熱処理において、一度５００℃以上で熱処理し、室温まで冷却した後に、５００℃以下の温度に再度加熱する工程であるため、添加したＳｉおよびＭｇが粗大な第２相粒子として多く分散し、前記アルミニウム合金板の最終調質後に２０〜３０℃で９０日放置した後の導電率が４７ＩＡＣＳ％を超えており、固溶Ｓｉ量および固溶Ｍｇ量が少な過ぎる。このため、ＢＨ後の０．２％耐力や、０．２％耐力の上昇量が小さい。

比較例５は、中間焼鈍前における冷間圧延の板厚減少率が６０％未満であるため、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の形成が進まず、ｒ４５が０．４５未満となり、Δｒが０．２０を超えている。

比較例６は、中間焼鈍前における冷間圧延の板厚減少率が６０％未満であり、かつ熱間圧延から溶体化熱処理までの総板厚減少率が８０％未満であるため、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の形成が進まず、ｒ４５が０．４５未満となり、Δｒが０．２０を超えている。

比較例７は、表１に示すようにＭｇの添加量が、比較例８ではＳｉの添加量が、本発明における成分組成範囲を満たしておらず、最終調質処理後の時効硬化処理における０．２％耐力の上昇量が１００ＭＰａ未満となっている。

したがって、以上の実施例の結果から、成形加工後の表面性状およびｒ値に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金を得るための、本発明おいて規定する組成や組織の要件を全て満たすことの意義が裏付けられる。

本発明によれば、強度水準を高く維持したまま、４５°方向のｒ値が高く、ｒ値の異方性Δｒが低く、かつリジングマーク抑制を両立できる、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れたアルミニウム合金板を提供できる。この結果、パネル材を含めた自動車外装材として、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大できる。

Claims (3)

1. 質量%で、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００１〜１．０％を含み、残部がＡｌおよび不可逆的不純物からなり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板であって、前記板の圧延方向に平行な方向の断面における集合組織として、前記板の断面の板厚方向全域に亙ってＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した結晶方位分布関数により求められる、Ｃｕｐｐｅｒ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｐ方位、Ｑ方位の合計ピーク強度が、７．０≦［Ｃｕｐｐｅｒ］＋［Ｂｒａｓｓ］＋［Ｓ］＋［Ｐ］＋［Ｑ］≦１５．０を満たし、前記板の表面における集合組織として、前記板表面の圧延方向に直角な方向３００μｍ×圧延方向に平行な方向２０００μｍの矩形領域をＳＥＭ−ＥＢＳＤ法により測定した際のＣｕｂｅ方位面積率をＷとしたとき、前記矩形領域を前記板の圧延方向に直角な方向に亙って１０個並列した領域における前記Ｃｕｂｅ方位面積率Ｗの標準偏差が３．０%以下であって、さらに、前記アルミニウム合金板の、最終調質後に２０〜３０℃で９０日放置した後の導電率が４７ＩＡＣＳ％以下であることを特徴とする、プレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ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：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０４〜０．１％、Ｃｒ：０．０４〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ａｇ：０．０１〜０．１％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｚｎ：０．０１〜０．３％の範囲で、一種または二種以上を含有する請求項１に記載のプレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ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のプレス成形性が、前記板の圧延方向に対して各々、０ °方向のｒ値をｒ０ 、４５°方向のｒ値をｒ４５、９０°方向のｒ値をｒ９０とした時の、前記ｒ４５が０．４５以上であるとともに、ｒ値の異方性を示す指標として、１／４×（ｒ０−２×ｒ４５＋ｒ９０）と規定されるΔｒが０．２０以下であり、前記アルミニウム合金板のＢＨ性が、前記板を１８５℃×２０分の人工時効硬化処理した際の０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上で、かつ耐力増加量が１００ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載のプレス成形性、リジングマーク性、ＢＨ性に優れたアルミニウム合金板。