(57)【特許請求の範囲】
【請求項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、示差熱分析により測定して得られた室温からの加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の最大の吸熱ピーク高さが５Ｗ／ｇ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。
【請求項２】
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に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。  
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
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。
【０００９】
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。
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【００１２】
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。
【００１３】
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。
【００１４】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開平７−２２４３６４号公報
【特許文献２】特開２００６−２４９４８０号公報
【特許文献３】特開２０１０−７７５０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
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。
【００１７】
周知の通り、Ｍｇ、Ｓｉによって形成されるクラスタによって室温での時効硬化が生じやすい、熱処理型のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００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、特異なことに、６０００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。
【００１８】
このような課題に鑑み、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。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
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：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、この板の熱的変化を示差熱分析により測定して得られた室温からの加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の最大の吸熱ピーク高さが５Ｗ／ｇ以上であることとする。
【発明の効果】
【００２０】
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。すなわち、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ことを知見した。
【００２１】
ただ、本発明者らは、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、単に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。
【００２２】
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、特定の（新規な）Ｃｕの微細なクラスタ（Ｃｕを主とする微細なクラスタ）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。
【００２３】
ただ、このＣｕのクラスタの存在は、実際に直接確認できるわけではない。例えば、Ｃｕを含有し、しかも、Ｃｕのクラスタを生成させることができる特定条件の調質（後述する）を施したＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を、１０万倍のＦＥ−ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて組織観察しても、このＣｕのクラスタの存在を知見できなかった。言い換えると、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。
【００２４】
これを踏まえて、本発明者らは、この新規なＣｕのクラスタの存在を、間接的に裏付けることができないか検討した。そして、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では、この板の熱的変化を、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（ＤＳＣ加熱曲線）の１８０〜２８０℃の間に、明確な吸熱ピークがあることを知見した。そして、この最大の吸熱ピークの高さが５Ｗ／ｇ以上である場合に、ＳＳマークの発生抑制効果があることを知見した。
【００２５】
このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の組織中に存在する、何らかのクラスタによるものであり、この吸熱ピークの高さは何らかのクラスタの量によるものであることは明確である。しかも、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、後述する通り、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にしか出ず、Ｃｕを含有しないＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板や、あるいはＣｕを含有しても、特定条件の調質を施さないＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板には出ない。したがって、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、少なくとも、Ｃｕに関連するクラスタによるものであることが明確である。
【００２６】
この結果、本発明者らは、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、ＳＳマークの発生抑制効果がある、新規なＣｕのクラスタの存在と、その存在量を表しているとの認識に至った。しかも、このＣｕのクラスタ乃至ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、詳細は後述するが、現在分かっている範囲では、板の製造工程における圧延された板の調質、すなわち、溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度制御と、その後の１００℃を超える特定条件での付加焼鈍とを組み合わせた、特定の調質（処理）によってのみ生成する。この焼入れ処理時の冷却速度制御が最適条件から外れたり、この付加焼鈍の温度が低すぎたり、あるいは付加焼鈍を施さない場合など、調質条件が外れた場合には、例え、同じようにＣｕを含有しても、ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは生じないし、ＳＳマークの発生抑制効果が無い。したがって、このような場合には、ＳＳマークの発生抑制効果がある特定のＣｕのクラスタは生成していないものと、容易に推考される。
【００２７】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】本発明アルミニウム合金板を示差熱分析して得られた、室温からの加熱曲線を示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
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。
【００３０】
（組織）
本発明のＣｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を、示差熱分析（ＤＳＣ）して得られた、室温からの加熱曲線（ＤＳＣ加熱曲線）を図１に太い実線で示す。この図１のＤＳＣ加熱曲線（太い実線）は後述する実施例表１、２の発明例４である。また、併せて図１には、比較例として、Ｃｕを含まないＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のＤＳＣ加熱曲線も細線で示す。この図１のＤＳＣ加熱曲線（細線）は後述する実施例表１、２の比較例１４である。
【００３１】
この発明例４のＤＳＣ加熱曲線（太い実線）は、横軸の温度１８０℃まではなだらかな曲線となっており、下方に凹な（下方に向けて凸な) 吸熱ピークは無い。しかし、１８０℃を超えてからは下方に下がり始め、１８０〜２８０℃の間に、前記なだらかな曲線部分に対して明確に判別できるピークとして、下方に凹な吸熱ピーク（頂点、頂部）が存在し、かつ、この吸熱ピークは一定の吸熱ピーク高さを有する。この１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークの存在は、前記比較例１４のＤＳＣ加熱曲線（細線）と比較すると、より明確になる。比較例１４のＤＳＣ加熱曲線（細線）には、１８０〜２８０℃の間に、判別できるような前記吸熱ピークは無く、横軸の１００〜３００℃に亙って、全体がなだらかな曲線があるのみである。ちなみに、横軸が３００℃を越えたところにある、上方に凸な大きな発熱ピークはＳ‘相に由来するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金特有のピークであって、比較例のＤＳＣ加熱曲線にも同様に共通して存在する。但し、比較例のピークよりも発明例４のピークが大きいのは、前記クラスタの存在が前記Ｓ’相の形成を促進するためと考えられる。
【００３２】
この吸熱ピーク高さとは、１８０〜２８０℃の間に存在する、前記吸熱ピークの縦軸の高さ（Ｗ／ｇ）である。この吸熱ピーク高さは、測定温度１５０℃の位置で、吸熱量と発熱量とが共に０になるように補正した後、１８０〜２８０℃の範囲で最大となる吸熱ピーク高さ（Ｗ／ｇ）を求める。この際、室温からの加熱曲線 (示差走査熱分析曲線) の縦軸のHeat Flow が０．００の基準線から、その高さが最大となる吸熱ピークまでの距離（Ｗ／ｇ）を測定する。因みに、前記吸熱ピークの横軸の範囲を１８０〜２８０℃としたのも、ＤＳＣ加熱曲線（太い実線）が、縦軸のHeat Flow が０．００の基準線と同じレベルから、下方に下がり始めるのが１８０℃近傍であって、前記下方に凹なピーク後のＤＳＣ加熱曲線（太い実線）が上方に上がってきて縦軸のHeat Flow が０．００の基準線と同じレベルとなるのが２８０℃の近傍であることを基準にしたものである。
【００３３】
本発明では、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のＳＳマーク性を向上させるために、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークの高さを５Ｗ／ｇ以上とする。本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、Ｃｕを含有し、しかも特定条件の調質を施しており、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは、Ｃｕを主とする微細なクラスタの存在状態を間接的に示し、この吸熱ピークの高さが、Ｃｕを主とする微細なクラスタの存在量を示しているものと推考される。したがって、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークがなければ、Ｃｕを主とする微細なクラスタが存在せず、この吸熱ピークの高さが５Ｗ／ｇ未満であれば、Ｃｕを主とする微細なクラスタの存在量が少なすぎることを示しているものと推考される。
【００３４】
後述する実施例の通り、この１８０〜２８０℃の間の最大の吸熱ピークの高さが５Ｗ／ｇ以上であれば、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。その一方で、このＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークがなければ、あるいは、この吸熱ピークの高さが５Ｗ／ｇ未満であれば、室温での時効硬化が生じることなしに、セレーション発生の臨界歪み量を高くできず、ＳＳマーク発生を抑制することができない。なお、この１８０〜２８０℃の間の最大の吸熱ピークの高さの上限値は、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、２０Ｗ／ｇ程度と想定される。また、前記臨界歪み量εｃ（限界歪み量）の上限も、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、２０％程度と想定される。
【００３５】
ここで、この吸熱ピークの高さ（図１の縦軸）の単位「Ｗ／ｇ」は、前記先行特許で規定している「μＷ」（マイクロワット）が熱量だけを規定しているのに対して、測定試料の重量（ｇ）で規格化したものである。すなわち、Ｗに「μ」がつくかつかないかは、単に数値の桁が変わるだけで（10-6）あって、単位を「μＷ」だけで規定すると、試料重量の変化に伴う熱量の変化を考慮できない問題が起こり得る。このため、本発明では、測定の精度や再現性を上げて、吸熱ピークの高さの規定をより明確化するために、熱量を試料重量で割る「Ｗ／ｇ」を採用した。この単位「Ｗ／ｇ」は、アルミニウム合金の示差熱分析の分野では、むしろ「μＷ」よりも汎用されており、例えば、軽金属第５９巻第８号（２００９）４３９−４４３頁「銅を添加したＡｌ−Ｍｇ―Ｓｉ合金のベークハード性に及ぼす自然時効と高温予備時効の影響」、軽金属第５６巻第１１号（２００６）６７３−６７９頁「Ａｌ−３％Ｍｇ―１％Ｃｕ合金の時効硬化およびナノ析出組織に及ぼすＡｇ添加の影響」、軽金属第５２巻第２号（２００２）６４−７０頁「Ａｌ−Ｃｕ合金の相分解初期における微量添加元素の挙動とその計算機シミュレーション」などで記載（使用）されている。
【００３６】
Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のプレス成形の際に生じるＳＳマーク、特に、応力−歪曲線上のセレーション（振動）に起因するパラレルバンドは、アルミマトリックス中に固溶しているフリーＭｇ原子の転位への固着と離脱の繰り返しによって生じると推定される。以下、応力−歪曲線上のセレーション（振動）に起因するパラレルバンドのＳＳマークのことを、単にＳＳマークか、ＳＳマーク（セレーション）とも言う。これに対して、特定の調質によって生成する、本発明のＣｕのクラスタが、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織中に存在すれば、プレス成形による板の変形の際の、フリーＭｇ原子の転位への移動を妨げるために、ＳＳマーク（セレーション）発生が抑制されるものと推測される。しかも、本発明で用いるＣｕあるいはＣｕのクラスタは、Ｚｎのように室温での時効硬化が生じることがほとんどない。
【００３７】
このＣｕを主とするクラスタは、前記特許文献２のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物などと同じく、ナノレベル以下の大きさであると推考される。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、これらのクラスタ（組織）を直接規定するのではなく、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークを規定する。
【００３８】
但し、前記特許文献２、３と本発明とで、クラスタなり金属間化合物が同じものであるならば、必然的にＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークも同じとなる。これらクラスタなり、金属間化合物の組成などが互いに異なるからこそ、ＤＳＣ加熱曲線の吸熱ピークが異なっているものである。
【００３９】
また、図１のＤＳＣ加熱曲線の通り、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、前記特許文献３で規定されるＤＳＣ加熱曲線の１００〜１５０℃の間の吸熱ピークが無い。
【００４０】
因みに、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、板の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、同じＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板であっても、互いの組織的な違いの指標としている。これによれば、前記特許文献２、３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、あるいは１００〜１５０℃の間という、本発明に比して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１８０〜２８０℃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も明確に区別される。
【００４１】
すなわち、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、前記特許文献２で規定されるＡｌ、Ｍｇクラスタや、前記特許文献３で規定されるＺｎ等も含むクラスタは、図１の通り、これらの規定温度域における吸熱ピークが無く、有していない。かつ、これら特許文献２、３の各図１にも、本発明におけるＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは無く、これら特許文献２、３が本発明のクラスタを有していない。
【００４２】
これら特許文献２、３でも、本発明のＣｕを選択的元素として１．０％以下含有しており、本発明でも微量の不純物Ｚｎを含有することを許容している。しかし、これらＣｕを含む成分組成が例え同じであったとしても、これらの互いのクラスタの存在状態の違いによって、組織が異なり、ＳＳマーク発生の抑制効果だけでなく、本発明で意図する室温での時効硬化が生じないという、大きな特性の違いにつながっていることが分かる。
【００４３】
このような互いの組織（クラスタ）の相違は、互いの板の製法の違いからも裏付けられる。Ｚｎを含有する特許文献３のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、本発明のように、溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度を高温域では急冷、低温域では緩冷と制御しているものの、その後、本発明のように、１００℃を超える温度では付加焼鈍（人工時効処理）を行ってはおらず、選択的に、５０〜１００℃の低い温度での付加焼鈍を行うのみである。このような低い付加焼鈍温度では、本発明のＣｕクラスタは生成せず、特許文献３の図１の通り、ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは無い。
【００４４】
また、ＺｎやＣｕを選択的元素として１．０％以下含有する、特許文献２のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、本発明のように、溶体化処理（最終焼鈍）後の焼入れ処理時の冷却速度を低温域の緩冷を交えた２段階では制御せずに、５００〜３００℃の温度範囲を１０℃／ｓ以上で急冷するのみである。この冷却速度につき、通常は、生産性を下げないように、１００℃以下から室温までを緩冷却にするようなことはしない。したがって、この特許文献２では、１００℃以下での冷却速度が明記されてはいないが、通常の５℃／ｓ程度以上の冷却速度であろうと推察される。そして、この特許文献２では、その後、選択的に５０〜１２０℃の温度での付加焼鈍を行うのみである。このような調質条件では、本発明のＣｕクラスタは生成せず、特許文献３の図１の通り、ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピークは無い。
【００４５】
この事実から、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板におけるＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さが、前記特許文献３で規定されるＺｎなどを含めたクラスタや、前記特許文献３で規定されるクラスタとは、別の新規なクラスタであることが裏付けられる。
【００４６】
前記特許文献２、３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。また、特許文献３では、室温時効硬化を抑制できない。これに対して、本発明では、室温時効硬化を抑制した上で、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。
【００４７】
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、あるいは板の製造から、これらパネルへの成形に時間を要した場合でも、この間の室温時効硬化を抑制した上で、ＳＳマーク性に優れさせることができる。すなわち、室温時効硬化を抑制した上で、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や特性を大きく向上できる。
【００４８】
（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。
【００４９】
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：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。
【００５０】
このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板は、他の不純物元素として、質量％で、Ｆｅ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含む）、この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、各々含有することを許容する。
【００５１】
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％未満、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。
【００５２】
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。
【００５３】
Ｃｕ：０．３％を超え、２．０％以下
Ｃｕは、前記したＣｕを主体とする微細な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、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、Ｃｕを主体とするクラスタの生成量も不足する。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０．４〜１．９％の範囲内である。
【００５４】
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。
【００５５】
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。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。この点で、質量％で、Ｆｅ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含む）、この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、各々含有することを許容する。
【００５６】
（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。
【００５７】
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。
【００５８】
溶体化処理：
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。
【００５９】
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。
【００６０】
焼入れ処理：
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、低温域では緩冷の、２段階とする必要がある。先ず、高温域の急冷では、板の温度が溶体化温度から１００℃までの間（範囲）の冷却速度は５℃／秒以上とする。この冷却速度が５℃／秒未満では、冷却過程の特に高温域で、粗大な析出物が生成して、クラスタの生成量が少なくなってＳＳマークの発生を抑制する効果が小さくなる。したがって、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。
【００６１】
次に、この急冷に続く、板の温度が１００℃以下から室温までの低温域の間（範囲）の冷却速度は、本発明の板として、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さを５Ｗ／ｇ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℃以下から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、生産工程の効率上からは０．０１℃／分以上であることが好ましい。
【００６２】
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、Ｃｕ原子を主とする原子の集合体（クラスタ）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、後述する付加焼鈍を行っても、ＳＳマークの発生を確実に防止できない。すなわち、この焼入れの条件が不適切であれば、後述する付加焼鈍を行っても、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さが５Ｗ／ｇ以上とはならず、ＳＳマークの発生を確実に防止できる量だけ、Ｃｕを主とするクラスタが生成させることができてい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。
【００６３】
予歪付与：
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。また、このような予歪付与は、前記溶体化処理・焼入れ処理後の板の、形状制御や残留応力除去にもなる。
【００６４】
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、冷間でのスキンパス圧延、冷間圧延もしくは冷間での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。
【００６５】
付加焼鈍：
本発明では、この予加工の後に、１００℃を超え、２００℃以下の温度に加熱する付加焼鈍あるいは人工時効処理を行う。言い換えると、本発明では、通常、この予加工の後に行う、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ない。
【００６６】
付加焼鈍処理（人工時効処理）を行う場合には、本発明の板として、確実に、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さを５Ｗ／ｇ以上とするために、前記予歪の付与後に、１００℃より高く、２００℃以下の温度範囲で行う。この付加焼鈍の処理時間は、前記温度範囲に０．５〜４８時間程度加熱、保持して行う。この際、この付加焼鈍温度は１５０℃超、２００℃以下の範囲とすることがより好ましい。
【００６７】
付加焼鈍温度が低すぎる、あるいは保持時間が短すぎると、付加焼鈍の効果がなく、付加焼鈍でＣｕを主とするクラスタが生成しないか、生成量が不足する。このため、前記溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度制御だけでは、Ｃｕを主とするクラスタが不足して、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さを５Ｗ／ｇ以上とできない。この結果、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。
【００６８】
一方、付加焼鈍処理を２００℃より高温で行った場合、却って、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さを５Ｗ／ｇ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、前記クラスタでなく、比較的粗大な析出物が生成するためと推考される。また、前記温度が２００℃を超えて高すぎる、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と同様に、再結晶が進むという問題が生じる可能性がある。
【００６９】
この付加焼鈍の温度条件から、本発明のＣｕを主とするクラスタは、前記特許文献３のＺｎを含むクラスタよりも、より高温で生成するという特徴を有していることが分かる。言い換えると、室温に戻しても、あるいは室温状態に保持しても、本発明のＣｕを主とするクラスタは生成せず、室温での時効硬化が生じないという特性がある。これに対して、Ｚｎを含むクラスタは、室温などの低温で生成するため、室温での時効硬化が生じてしまう。
【００７０】
また、本発明では、通常、前記予加工の後に行う、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ない。２５０℃以上での前記高温の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１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さを５Ｗ／ｇ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。
【００７１】
本発明では、以上のような溶体化処理条件と、続く２段階冷却という特殊な焼入れ処理条件、および特定条件での付加焼鈍を各々組み合わせた調質によって、Ｃｕを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板を、室温時効することなく、Ｍｇが拡散しにくい板組織とすることができる。これによって、板を製造後、１カ月以上経って、パネルにプレス成形する場合でも、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、前記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。
【００７２】
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。
【実施例】
【００７３】
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。
【００７４】
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。
【００７５】
これら冷延板を、表２に示す通り、各々異なる条件で溶体化処理および焼入れ処理を行った。この溶体化処理および焼入れ処理は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）等を用いて連続的に行い、強制空冷やミスト冷却を使い分け、板のライン速度とこれらの風量を各温度域で制御して、焼入れ処理時の冷却速度を制御した。
【００７６】
この溶体化処理および焼入れ処理後に、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。その後、表２に示す通り、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。
【００７７】
これら調質処理（製造）後の板から試験片（１．０ｍｍ厚）を切り出し、室温時効の影響がない（無視できる）、調質処理後２４時間以内に、この試験片（調質後の板）の示差熱分析（組織）、機械的な特性を各々測定、評価した。
【００７８】
（示差熱分析）
前記調質処理（製造）直後の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、室温からの加熱曲線を求めた。そして、本発明の１８０〜２８０℃の範囲（温度領域）に存在する吸熱ピークの高さを、この領域におけるＤＳＣ加熱曲線のＷ／ｇの最大値として求めた。なお、この吸熱ピークの高さ（Ｗ／ｇ）は、ＤＳＣ加熱曲線のＷ／ｇ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。これらデータの採取については、前記した通り、各例とも共通して、測定温度１５０℃の位置で、吸熱量と発熱量とが共に０になるように補正した後、１８０〜２８０℃の範囲に存在する吸熱ピーク高さ（Ｗ／ｇ）を求めた。この際、室温からの加熱曲線 (示差走査熱分析曲線) の縦軸のHeat Flow が０．００の基準線から、高さが最大となる吸熱ピーク（頂点）までの距離（Ｗ／ｇ）を測定した。
【００７９】
示差熱分析条件は、各例とも共通して、下記の条件で行った。
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。
【００８０】
（機械的特性）
前記調質処理（製造）直後の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。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。
【００８１】
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。
【００８２】
（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。
【００８３】
（プレス成形性評価）
また、同様に、室温保持１ヶ月経過後の板のプレス成形性として、前記室温保持１ヶ月後の引張片の張出成形試験をアウタパネルで問題となる張出成形性の評価として行った。
【００８４】
張出成形試験は、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Ｒ−３０３Ｐを塗布し、成形速度４ｍｍ／ｓ、しわ押さえ荷重２００ｋＮで張出成形試験を行い、成形品の割れの発生状態を目視観察した。そして、割れの大きさに関わらず、割れが全く発生していないものを○、割れが少しでも発生しているものを×として評価した。
【００８５】
表１、２の通り、発明例１〜７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、焼入れ処理の冷却速度条件が前記２段階であるような、溶体化および焼入れ処理の好ましい製造条件で製造されている。この結果、この板の熱的変化を示差熱分析により測定して得られた室温からの加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さが５Ｗ／ｇ以上である。
【００８６】
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マーク特性あるいは張出成形性（表２ではプレス成形性と表示）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く、また室温時効硬化すること無しに、達成できている。
【００８７】
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６は、０．０２％と少ない含有量である発明例２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。
【００８８】
一方、比較例８〜１３は、発明例１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８は溶体化処理温度が低すぎ、焼入れ処理で前記２段階の冷却ができていない。
比較例９は焼入れ処理で高温域の急冷における冷却速度が下限２℃／秒未満である。
比較例１０は焼入れ処理で高温域の緩冷における冷却速度が上限１℃／秒を超えている。比較例１１は付加焼鈍温度が下限１００℃未満で低すぎる。
比較例１２は付加焼鈍温度が上限２００℃を超えて高すぎる。
比較例１３は付加焼鈍を行っていない。
【００８９】
この結果、比較例８〜１３は、前記ＤＳＣ加熱曲線の１８０〜２８０℃の間の吸熱ピーク高さが５Ｗ／ｇ未満であり、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。
【００９０】
比較例１４〜１７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１４はＣｕを含有せず、比較例１５はＣｕ含有量が少なすぎる。比較例１６はＭｇ含有量が多すぎる。比較例１７はＺｎ含有量が多すぎる。
【００９１】
この結果、Ｃｕの効果が発揮できない、比較例１４、１５は、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。
【００９２】
比較例１６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（張出成形性）が発明例に比して低かった。
【００９３】
比較例１７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（張出成形性）が発明例に比して低かった。
【００９４】
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。
【００９５】
【表１】
0005600637.tif 000002
【００９６】
【表２】
0005600637.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００９７】
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。
【図１】
0005600637.tif 000004