JPH11106856A - 成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 成形加工後の表面外観の優れた成形加工用Ａ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材を得る。 【解決手段】 Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
〜１．６％を含有し、圧延方向に伸張したマクロ結晶粒
を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材にお
いて、板厚の１／４深さにおいて圧延直角方向に測定し
たマクロ結晶粒の粒径が１．５ｍｍ以下であることを特
徴とする成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
金板材。マクロ結晶粒の粒径は、板厚の１／４深さまで
溶解した板材を腐食液で化学エッチングした後、その表
面凹凸形状を測定して得られた波形のうち長周期の波の
波長（矢印の幅）として表される。この粒径を上記の範
囲に規制することで、リジングマークの発生を防止でき
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、屋根、インテリ
ア、カーテンウオール等の建材、器物、電気部品、光学
機器、自動車、鉄道車両及び航空機等の輸送機器、一般
機械部品等の用途に適する、成形加工後の表面外観に優
れる成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
材に関する。

【０００２】

【従来の技術】６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）アル
ミニウム合金は、耐食性及び常温での成形加工性が比較
的優れ、人工時効処理により高強度が得られることか
ら、成形性あるいは軽量化、薄肉化が要求される用途に
適している。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材は、通常、均
質化処理後、熱間圧延し、続いて中間焼鈍した後、必要
に応じて冷間圧延を施して所定厚の板材とし、これに溶
体化焼入れを施し、さらにその後必要に応じてスキンパ
ス、冷間圧延、ストレッチ等を施して製造される。

【０００３】ところが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板材に
対し成形加工を行ったとき、特開平７−２２８９５６号
公報又は特開平８−２３２０５２号公報に記載されてい
るように、板表面にリジングマークと呼ばれる表面荒れ
が発生することが問題となっている。リジングマークと
は成形加工したとき板表面に新たに生じる圧延方向に対
して平行な筋状の凹凸であり、特に圧延方向に対して９
０゜方向への加工度が大きいとき、例えば引張加工、絞
り加工、しごき加工を行った場合、顕著に生じる。この
リジングマークが発生すると、表面が極めて美麗である
ことが要求されるインテリア、カメラケース、自動車用
外板パネル等の用途には外観不良として使用できず、ま
た、リジングマークは塗装を行った場合特に目立つよう
になるため、成形加工後気付かれないまま塗装工程に進
み、塗装後に初めて認識されることもある。つまり製品
になって初めて現れることがあるという困った特性を持
っている。

【０００４】前記特開平７−２２８９５６号公報及び特
開平８−２３２０５２号公報は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金板材についてリジングマークの発生を防止する方法に
関し、前者が、均質化処理後３５０〜４５０℃の温度ま
で冷却して熱間圧延を開始し、２００〜３００℃の温度
で熱間圧延を終了し、必要に応じて中間焼鈍を行った
後、冷間圧延、溶体化焼入れを施すというもの、後者
が、均質化処理後４５０℃以下の温度まで冷却して熱間
圧延を開始し、２００〜３５０℃の温度で熱間圧延を終
了し、必要に応じて３５０〜４２０℃の中間焼鈍を行っ
た後、冷間圧延、溶体化焼入れ、さらに最終加熱処理を
施すというものであり、いずれも熱間圧延温度を低めに
設定し、同時にその他の各工程の処理条件も厳密に制御
し、微細かつ結晶学的方位がランダムな結晶粒を生じさ
せることにより、リジングマークの発生を防止しようと
いうものである。

【０００５】しかし、特開平７−２２８９５６号公報で
はリジングマークが発生しなかったとされるプレス加工
の変形量の開示がなく、特開平８−２３２０５２号公報
ではプレス加工のシミュレーションとして高々２％の引
張変形が行われたに過ぎない（つまり、高々２％の引張
変形に相当する成形加工により発生するリジングマーク
を防止することが意図されているに過ぎない）。しか
も、これらの先行技術はリジングマークが発生しない板
材自体の構成を解明したものではないため、当該方法に
従って製造した板材が確かにリジングマークが発生しな
いかどうかは、実際にこの板材をプレス成形するまで
（あるいはさらに塗装して製品にするまで）分からない
という問題が残っている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、Ａｌ−
Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の中間焼鈍省略材（熱間
圧延後の中間焼鈍を省略して冷間圧延を行ったもの）に
ついて、リジングマークの発生を防止する方法を検討す
る過程で、熱間圧延終了温度を比較的高温度に設定した
とき、リジングマークを防止できることを見いだした。
さらに、そのようにして製造されたリジングマークが発
生しない板材が特定の内部組織状態を示すことを見いだ
し、また、リジングマーク発生防止につながるこの内部
組織状態が、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の中
間焼鈍省略材だけでなく、中間焼鈍材（熱間圧延後に中
間焼鈍を施したもの）、熱間圧延材（熱間圧延まま
材）、冷間圧延材（冷間圧延まま材）、焼鈍材（Ｏ
材）、時効処理材（Ｔ５、Ｔ６材）、ストレッチ材（溶
体化後ストレッチしたもの）等にも等しく適用されるこ
とを見いだし、本発明を完成するに至った。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明に係る成形加工用
アルミニウム合金板材は、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍ
ｇ：０．２〜１．６％を含有し、圧延方向に伸張したマ
クロ結晶粒を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
金板材において、圧延直角方向に測定したマクロ結晶粒
の粒径が１．５ｍｍ以下であることを特徴とする。後述
する理由から、このマクロ結晶粒の粒径は、板厚の１／
４深さにおいて測定したものとする。ここで、マクロ結
晶粒とは、表面を研磨した後、電気化学的あるいは化学
的にエッチングすることにより、通常、肉眼又は１０倍
以下程度の拡大で容易に観察できる結晶粒である。各マ
クロ結晶粒は互いに方位差が大きいため、表面での光の
反射方向が大きく異なり、このように肉眼で容易に観察
できる。また、各マクロ結晶粒は多数のミクロ結晶粒か
ら構成され、熱間圧延及び／又は冷間圧延後は圧延方向
に伸張している。

【０００８】一方、ミクロ結晶粒は通常いわれている結
晶粒のことであり、表面を研磨した後、電気化学的ある
いは化学的にエッチングし、光学顕微鏡で数１０倍以上
に拡大することで観察できる組織である。ただし、一般
には各ミクロ結晶粒の方位差は小さいため、各ミクロ結
晶粒は容易に区別できない。このため、偏光顕微鏡を用
いるか、ミクロ結晶粒の境界を優先的にエッチングして
観察する必要がある。マクロ結晶粒は小さいものでも１
００μｍ程度はあり、ミクロ結晶粒との大きさの差はけ
た違いである。

【０００９】

【発明の実施の形態】次に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金板材の中で、中間焼鈍省略材を例にとり、本
発明をより詳細に説明する。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の
中間焼鈍省略材は、先に述べたように、均質化処理後、
熱間圧延し、続いて中間焼鈍を省略して冷間圧延を施
し、所定厚の板材とした後、これに溶体化焼入れを施し
て製造されるが、このとき熱間圧延温度を高めに設定し
再結晶させる必要がある。再結晶をしなければ、圧延方
向に伸張したマクロ結晶粒は熱間圧延及び冷間圧延を通
してその粒径（圧延直角方向）が実質変化せず、粗大な
マクロ結晶粒のままである。しかし、再結晶させること
でマクロ結晶粒は細粒化し、１．５ｍｍ以下というマク
ロ結晶粒径を得ることが可能となる。再結晶によっても
マクロ結晶のこの伸張した形態は保存される。

【００１０】このマクロ結晶粒は、図１に示すように圧
延方向に対しほぼ平行に向く筋模様として観察される。
なお、図１は、中間焼鈍省略材の表面から板厚の１／４
深さ位置における金属組織写真（王水でエッチング）で
あり、（ａ）は筋模様が細かく、後述する方法により圧
延直角方向に測定した粒径が０．７ｍｍのもの（表１の
Ｎｏ．１）であり、（ｂ）は筋模様が粗く、同じく粒径
が１．８ｍｍ（表１のＮｏ．８）のものである。このよ
うに圧延方向に伸張したマクロ結晶粒を有する板材が、
特に圧延直角方向に大きい変形を受けると、各マクロ結
晶粒の粒界がすべり変形を起こし、粒界において圧延直
角方向に段差ができ、これが大きい場合にリジングマー
クとして観察されるものと考えられる。従って、圧延直
角方向に測定したマクロ結晶粒の粒径が小さければ、リ
ジングマークの発生を防止することができる。具体的に
は、この粒径が１．５ｍｍ以下のとき、リジングマーク
の発生を防止できる。マクロ結晶粒の粒径の望ましい範
囲は０．２５〜０．７ｍｍである。マクロ結晶粒の粒径
が０．７ｍｍ以下のとき、加工率がより高い場合でもリ
ジングマークが発生せず、かつ表面のうねりも少なく、
表面が美麗である。このように一段と小さいマクロ結晶
粒径は、熱間圧延工程において加工−再結晶を繰り返し
起こすことにより得ることができるが、マクロ結晶粒の
粒径を０．２５ｍｍ未満となるとリジングマーク防止の
改善効果が飽和する。

【００１１】なお、熱間圧延の加工率は板材の表面及び
その近傍において高く、熱間圧延終了時には板厚内部に
比べ再結晶がより進行して等軸状の結晶粒にほとんど又
は完全に置き代わっていることもあり、その場合、表面
ではマクロ結晶粒を観察することは難しい。また、通常
マクロ結晶粒の粒径は表面で小さく中心にいくほど大き
くなっていることから、本発明では、板材のマクロ結晶
粒径として平均的と思われる板厚の１／４深さでの粒径
を指標として選択する。

【００１２】一方、板材が高い温度で熱間圧延を受ける
ことにより再結晶を起こすと、再結晶粒は粗大化する傾
向にある。粗大なミクロ結晶粒ができると成形加工によ
り板材表面にオレンジピールが生じやすいため、ミクロ
結晶粒の粒径は４５μｍ以下になるようにするのが望ま
しい。そのためには、例えば冷間圧延の冷延率を高めに
設定し、続く溶体化処理で微細な再結晶粒が得られるよ
うにするのがよい。

【００１３】熱間圧延条件の目安として、粗圧延及び仕
上げ圧延を通し圧延開始温度が均熱温度以下（例えば５
４０℃以下）、圧延終了温度が３５０〜４５０℃となる
ように高めに設定するのが望ましいが、結果的に熱間圧
延後に再結晶により１．５ｍｍ以下に細粒化したマクロ
結晶粒が得られるのであれば、これと異なる温度条件を
採用することもできる。その他の均質化処理、冷間圧
延、溶体化焼入れ等の条件については、従来法の中間焼
鈍有り材とほぼ同じでよい。

【００１４】以上は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム
合金の中間焼鈍省略材を例にとって説明したが、先にも
述べたように、本発明は、中間焼鈍材（熱間圧延後に中
間焼鈍を施したもの）、熱間圧延材（熱間圧延まま
材）、冷間圧延材（冷間圧延まま材）、焼鈍材（Ｏ
材）、時効処理材（Ｔ５、Ｔ６材）、溶体化焼入れ材
（Ｔ４材）、ストレッチ材（溶体化後ストレッチしたも
の）等、種々のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
材に等しく適用される。また、上記板材には、押出法、
引き抜き法（抽伸法）等により製造された展伸材も含ま
れる。いずれにしても、熱間圧延又は熱間押出あるいは
その後の焼鈍により再結晶を起こし、マクロ結晶粒が
１．５ｍｍ以下に細粒化されていれば、リジングマーク
を防止することができる。

【００１５】一方、成分組成の面でいえば、本発明は、
Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含
有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合
金のほか、必要に応じて、さらにＺｎ：０．００５〜
１．０％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｔｉ：０．０
０１〜０．１％、Ｂ：１〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．
１〜１００ｐｐｍ、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．
３％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下
のうちから１種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５
％、のいずれか又はこれらを組み合わせて含有するアル
ミニウム合金など、Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：
０．２〜１．６％を含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
ニウム合金全てに適用し得る。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金
の組成を上記のように規定した理由は下記のとおりであ
る。

【００１６】Ｍｇ：ＭｇはＳｉとともに強度を付与する
元素であるが、０．２％未満では人工時効で十分な強度
が得られず、一方、１．６％を越えると成形性が低下す
る。従って、Ｍｇ含有量は０．２〜１．６％の範囲とす
る。 Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに強度を付与する元素である
が、０．２％未満では人工時効で十分な強度が得られ
ず、一方、１．８％を越えると伸びが低くなり、成形性
が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．２〜１．８％の
範囲とする。なお、人工時効で高い強度を得るには、Ｍ
ｇとＳｉとの含有量の割合を、Ｓｉ／Ｍｇ≧０．６５と
することが望ましい。

【００１７】Ｚｎ：Ｚｎは人工時効時においてＭｇＺｎ
₂を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。
ただし、０．００５％未満では十分な強度が得られず、
一方１．０％を越えると耐食性が顕著に低下するため、
含有量は０．００５〜１．０％の範囲とする。 Ｃｕ：Ｃｕは人工時効時にＭｇ₂Ｓｉを微細にかつ高密
度に析出させ、高い強度を実現させる。ただし、０．０
０５％未満では効果がなく、一方、１．０％を越えると
耐食性及び溶接性が顕著に低下するため、含有量は０．
００５〜１．０％の範囲とする。 Ｔｉ：Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、成形性を向上さ
せるために添加する元素であるが、０．００１％未満で
は効果がなく、一方、０．１％を越えて添加されると粗
大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。このため、
Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。

【００１８】Ｂ：ＢはＴｉと同様に鋳塊の結晶粒を微細
化し、成形性を向上させるために添加する合金である
が、１ｐｐｍ未満の添加では効果がなく、３００ｐｐｍ
を越えて含有されると粗大な晶出物を形成し、成形性を
低下させる。このため、Ｂ含有量は１〜３００ｐｐｍの
範囲とする。 Ｂｅ：Ｂｅは空気中におけるアルミニウム溶湯の再酸化
を防止するため、必要があれば０．１ｐｐｍ以上含有さ
せる。しかし、１００ｐｐｍを越えると材料硬度が増大
し成形性が低下するため、Ｂｅ含有量は０．１〜１００
ｐｐｍの範囲とする。

【００１９】Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ：これらの成分は均
質化熱処理時及びその後の熱間圧延時にＡｌ₂₀Ｃｕ₂Ｍ
ｎ₃、Ａｌ₁₂Ｍｇ₂Ｃｒ、Ａｌ₃Ｚｒ、Ａｌ₂Ｍｇ₃Ｚｎ₃等
の分散粒子を生成する。これらの分散粒子は再結晶後の
粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得る
ことができる。しかし、過剰な添加は溶解鋳造時に粗大
な不溶性金属間化合物を生成しやすく、成形加工時の破
壊の起点となり、成形性を低下させる原因となる。ま
た、Ｚｒの過剰添加はミクロ組織を針長状にしやすく、
特定方向の破壊靱性及び疲労特性さらには成形性を劣化
させる。このため、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖそれぞれの添
加量は、１．０％、０．３０％、０．１５％、０．１５
％以下とする。

【００２０】Ｆｅ：不純物として含まれるＦｅは、Ａｌ
₇Ｃｕ₂Ｆｅ、Ａｌ₁₂（Ｆｅ，Ｍｎ）₃Ｃｕ₂、（Ｆｅ，Ｍ
ｎ）Ａｌ₆等の晶出物を生成する。これらの晶出物は破
壊靱性及び疲労特性に対して有害であり、Ｆｅ含有量が
０．５％を越えると顕著に破壊靱性、疲労特性及び成形
性が低下するため、Ｆｅ含有量は０．５％以下とする。
なお、晶出物としては、Ｆｅ系以外のＡｌ₂Ｃｕ₂Ｍｇ、
Ａｌ₂Ｃｕ₂、Ｍｇ₂Ｓｉ等の可溶のものがあり、これら
は溶体化処理及び焼入れで十分にＡｌマトリックス中に
再固溶させることが望ましい。 その他の不純物：Ｎｉは０．０５％以下に制限する。

【００２１】

【実施例】以下、本発明の実施例を説明する。 （実施例１）Ｍｇ０．５％、Ｓｉ１．３％、Ｍｎ０．０
５％、Ｆｅ０．１６％、Ｃｒ０．２５％、Ｎｉ０．００
２％、Ｚｎ０．０５％、Ｃｕ０．１％、Ｔｉ０．０６
％、Ｂ：１０ｐｐｍ、Ｂｅ：３０ｐｐｍを含み、残部Ａ
ｌ及び不純物からなるアルミニウム合金を溶解鋳造し、
４６０ｍｍ厚の鋳塊とし、次に５４０℃×４ｈｒの均熱
処理を行った後、表１に示す種々の条件で熱間圧延し、
５ｍｍ、２．５ｍｍ、２ｍｍ厚の板とした。続いて、中
間焼鈍することなく冷間圧延し、１ｍｍ厚の板とした。
この板を５３０℃の溶体化温度に加熱して２０秒間保持
した後、６０℃の温度に冷却速度２００℃／秒で焼入れ
し、そのまま６０℃の温度で２４時間保持した。その
後、室温で３カ月放置した後、板幅の中央部からサンプ
リングを行い、材料特性を評価し、その結果を表２にあ
わせて示す。

【００２２】

【表１】

【００２３】なお、表１の各材料特性は次のようにして
測定した。 マクロ結晶粒の粒径・・・・板材（７０ｍｍ×１００ｍｍ）
を８０〜９０℃の３０ｗｔ％ＮａＯＨ水溶液中に約１０
〜３０分間浸漬し、板材両面において表面から板厚１／
４ずつ溶解する。さらに＃４００〜＃１０００研磨紙を
用いて表面を滑らかにし、腐食液（塩酸７５，硝酸２
５，フッ酸５の割合）で化学エッチング（４５〜５５℃
×５分間）した後、圧延方向に対して９０゜方向に表面
形状測定の接触センサーを走査させ、化学エッチングで
生じた表面の凹凸を測定し、チャート紙上に記録した。
１箇所当りの走査長は１５〜２０ｍｍ、１サンプル当り
測定点は１５箇所（総走査長２２５〜３００ｍｍ）とし
た。チャート紙上には化学エッチング後の表面形状を表
す短周期と長周期の２種類の波が示され、マクロ結晶粒
の粒径は長周期で示される波の波長を用いて規定し、全
ての平均値をマクロ結晶粒の粒径とした。なお、表１中
のＮｏ．２の波形の一部を図２に、Ｎｏ．５の波形の一
部を図３に示す（矢印の幅が長周期の波長）。

【００２４】ミクロ結晶粒の粒径・・・・板表面を約０．０
５〜０．１ｍｍまで機械研磨した後、電解エッチング
し、光学顕微鏡（偏光板使用）を用いて観察した。粒径
は圧延方向でラインインターセプト法にてＬ−Ｌ面を測
定した。１測定ライン長は５００μｍであり、１視野当
り各５本で計５視野観察した。なお、熱間圧延材（冷間
圧延材、ストレッチ材でも同様）では、ミクロ結晶粒を
観察面全体に現出させることが難しい。従って、実施例
２ではミクロ結晶粒と判別された粒を５０個選び、その
圧延方向の平均粒径を測定した。耐力、伸び・・・・ＪＩＳ
−Ｚ２２４１に準拠し、常温大気中で、ＪＩＳ５号試験
片を用いＬＴ方向（圧延方向に対して９０゜方向）に引
張速度５ｍｍ／分にて引張試験を行って求めた。

【００２５】リジングマークの有無・・・・電解研磨により
表面を鏡面（Ｒａ＜０．１μｍ）としたサンプル板材
（７０ｍｍ×１５０ｍｍ）を、プレス加工のシミュレー
ションとして圧延方向に対して９０゜方向に２０％の引
張変形を行い、表面の凹凸の程度を肉眼で観察し、圧延
方向に対して平行な筋模様（筋状の凹凸）が顕著に観察
される場合を×、リジングマークと判別できない場合は
○と評価した。なお、参考として、表面形状測定器によ
り圧延方向に対して９０゜の方向において表面の凹凸を
測定した結果を、図４（表１のＮｏ．２に対応）及び図
５（表１のＮｏ．８に対応）に示す。 オレンジピールの有無・・・・上記のサンプル板材（２０％
引っ張り変形後）について、表面に梨地模様が顕著に観
察される場合を×、梨地模様が判別困難な場合を○と評
価した。

【００２６】表１に示すように、板厚１／４部位におけ
るマクロ結晶粒径が本発明の規定の範囲内であるＮｏ．
１〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０はリジングマーク
が発生せず、さらにミクロ結晶粒径が本発明の規定の範
囲内であるＮｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１０
はオレンジピールの発生もなかった。一方、本発明の規
定の範囲外であるＮｏ．５〜Ｎｏ．８はリジングマーク
が発生した。なお、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４、Ｎｏ．９、Ｎ
ｏ．１０の板材を熱間圧延終了時に調査したところ、主
に等軸状のミクロ結晶粒が観察され、再結晶が起こって
いたことが分かった。

【００２７】（実施例２）Ｍｇ１．０％、Ｓｉ０．６
％、Ｚｎ０．２５％、Ｃｕ０．２％、Ｔｉ０．０３％、
Ｂ５ｐｐｍ、Ｂｅ０．５ｐｐｍを含み、残部Ａｌ及び不
純物からなるアルミニウム合金を溶解鋳造し、５００ｍ
ｍ厚の鋳塊とし、次に５１０℃×１０ｈｒの均熱処理を
行った後、表２に示す種々の条件で熱間圧延し、１ｍｍ
厚の板とした。続いて、昇温速度４０℃／ｈｒで４１０
℃に加熱し、２ｈｒ保持後、室温まで４０℃／ｈｒで冷
却し、軟質材とした。その後、室温で３カ月放置した
後、材料特性を評価した。その結果を表２にあわせて示
す。なお、各測定方法は実施例１に準じた。

【００２８】

【表２】

【００２９】表２に示すように、板厚１／４部位におけ
るマクロ結晶粒径が本発明の規定の範囲内であるＮｏ．
１１、Ｎｏ．１２はリジングマークが発生せず、さらに
ミクロ結晶粒径が本発明の規定の範囲内であるためオレ
ンジピールの発生もなかった。一方、本発明の規定の範
囲外であるＮｏ．１３はリジングマークが発生した。な
お、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１２の板材はほとんどのミクロ
結晶粒が等軸状であり、再結晶が起こっていたことが分
かった。

【００３０】

【発明の効果】本発明によれば、リジングマークの発生
しないＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材を得る
ことができ、また、成形前又は塗装前の板材の状態で、
その板材にリジングマークが発生するかどうか判定する
ことができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 板材の板厚１／４部位に観察された筋模様を
示す金属組織写真である。

【図２】 板材の板厚１／４部位に観察された表面の凹
凸を示す図である。

【図３】 別の板材の板厚１／４部位に観察された表面
の凹凸を示す図である。

【図４】 リジングマークが発生しなかった板材の表面
を表面形状測定器で測定した結果を示す図であり、
（ａ）は俯瞰図、（ｂ）は圧延方向に対して９０゜方向
（（ａ）のＡで示す箇所）の凹凸を示す図である。

【図５】 リジングマークが発生した板材の表面を表面
形状測定器で測定した結果を示す図であり、（ａ）は俯
瞰図、（ｂ）は圧延方向に対して９０゜方向（（ａ）の
Ａで示す箇所）の凹凸を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：０．２〜１．８％（重量％、以下
   同じ）、Ｍｇ：０．２〜１．６％を含有し、圧延方向に
   伸張したマクロ結晶粒を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アル
   ミニウム合金板材において、圧延直角方向に測定したマ
   クロ結晶粒の粒径が１．５ｍｍ以下であることを特徴と
   する成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
   材。
2. 【請求項２】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金
   が、さらにＺｎ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：０．０
   ０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有す
   ることを特徴とする請求項１に記載された成形加工用Ａ
   ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材。
3. 【請求項３】 Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が、さらにＢ：
   １〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍを含有
   することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載され
   た成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
   材。
4. 【請求項４】 Ｓｉ：０．２〜１．８％、Ｍｇ：０．２
   〜１．６％、Ｚｎ：０．００５〜１．０％、Ｃｕ：０．
   ００５〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｂ：
   １〜３００ｐｐｍ、Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍを含有
   し、さらにＭｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．３％以下、
   Ｚｒ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下のうちより
   １種又は２種以上を合計で０．０１〜１．５％以下含有
   し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、圧延方向に伸
   張したマクロ結晶粒を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミ
   ニウム合金板材において、圧延直角方向に測定したマク
   ロ結晶粒の粒径が１．５ｍｍ以下であることを特徴とす
   る成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
   材。
5. 【請求項５】 ミクロ結晶粒の粒径が４５μｍ以下であ
   ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載され
   た成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
   材。
6. 【請求項６】 熱間圧延後、中間焼鈍を行うことなく冷
   間圧延を受けたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板
   材であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記
   載された成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合
   金板材。
7. 【請求項７】 請求項１〜４のいずれかに記載された成
   分組成からなるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の
   押出又は抽伸板材であって、押出方向又は引抜方向に伸
   張したマクロ結晶粒を有し、押出又は引抜方向に対し直
   角方向に測定したマクロ結晶粒の粒径が１．５ｍｍ以下
   であることを特徴とする成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系
   アルミニウム合金板材。