(57)【要約】【課題】プレス成形時におけるリジングマークの発生が顕著に抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することに加え、斯かるアルミニウム合金板を得ることができる製造方法およびその製造中間材を提供する。【解決手段】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、所定の成分組成を有し、且つ各集合組織がバランスよく存在することを特徴とする。また、本発明の製造方法と製造中間材によれば、当該合金を効率よく製造することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
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。
（［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。）
【請求項２】
１．０質量％以下のＦｅ，０．３質量％以下のＭｎ，０．３質量％以下のＣｒ，０．３質量％以下のＺｒ，０．３質量％以下のＶ，および０．１質量％以下のＴｉからなる群より選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
【請求項３】
１．０質量％以下のＣｕおよび／または１．０質量％以下のＺｎを含有する請求項１または２に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板。
【請求項４】
表面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法であって、Ｍｇを０．１〜３．０質量％，Ｓｉを０．１〜２．５質量％含有するアルミニウム合金に、少なくとも熱間圧延および冷間圧延を施す方法において、該冷間圧延途中で中間焼鈍を行なってもよく、該冷間圧延工程の直前または該冷間圧延途中の中間焼鈍後における各方位の集合組織の板厚方向サイズ平均値を５０μｍ以下にすることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
【請求項５】
上記熱間圧延工程と冷間圧延工程との間における冷延前焼鈍および／または上記冷間圧延途中の中間焼鈍を行ない、それぞれの焼鈍条件を１５０〜３２０℃で２０時間以上にする請求項４に記載のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法。
【請求項６】
各方位の集合組織の板厚方向サイズ平均値が５０μｍ以下であることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造中間材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特にプレス成形時におけるリジングマークの発生が顕著に抑制されており表面性状に優れるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板，その製造方法、およびその製造中間材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金材は鋼材と比べて軽量化が可能であり、しかもリサイクルし易いところから、省エネルギー化や省資源化の要求に応えて、建材，家電，機械部品等に利用されている。このアルミニウム合金材の利用に際しては、一般的に、圧延工程を経て得られたアルミニウム合金板をプレス成形して所望の形状を得ることが行なわれている。
【０００３】
プレス成形性に優れるアルミニウム合金板としてはＡｌ−Ｍｇ系合金があるが、Ａｌ−Ｍｇ系合金板はプレス成形時にストレッチャーストレインマークが発生するという問題がある。そこで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板がプレス成形用合金板として注目され始めていた。
【０００４】
しかし、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板をプレス成形するに当たっては、リジングマークという表面性状の欠陥が生じることがある。この「リジングマーク」は、板材を成形加工したときに圧延方向に対して平行方向に生じる筋状の凹凸であり、特に圧延方向に対して９０°への加工、例えば引張加工，しごき加工，深絞り加工，張出し加工を行なった場合に顕著に発生する。斯かる表面性状欠陥は、家電などインテリア製品の外装や自動車のボディー等、特に美麗さが要求される製品に応用した場合に問題となる。
【０００５】
このリジングマークを抑制する技術として、特許文献１には、集合組織分布が規定されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が開示されている。当該アルミニウム合金板では、面内塑性異方性の強いＧｏｓｓ方位，ＰＰ方位，およびＢｒａｓｓ方位の方位分布密度を規定することによってリジングマークの抑制を図っており、一定の成果を上げている。しかし、近年、自動車のボディーなど美麗さが要求される製品に用いられるアルミニウム合金板に対する要求品質がますます厳しくなってきており、リジングマークの発生を更に抑制するための改良技術が求められていた。
【０００６】
また、特許文献２には、成型加工性と共にリジングマークの抑制を含めた製品面質をも考慮した自動車外板用アルミニウム合金板の製造方法が開示されている。しかしながら当該技術は、リジングマークに対して大きな影響を与える結晶方位集合組織の存在率について詳細な検討がされていないため、表面性状に関して満足できるものではなかった。
【０００７】
【特許文献１】
特開平１１−２３６６３９号公報（請求項１等）
【特許文献２】
特開平８−２３２０５２号公報（請求項１等）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述した様に、これまでにも成形性と共にリジングマークの発生抑制をも考慮したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は知られていたが、その効果は必ずしも充分なものではなかった。
【０００９】
そこで、本発明が解決すべき課題は、プレス成形時におけるリジングマークの発生が顕著に抑制されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を提供することに加え、斯かるアルミニウム合金板を得ることができる製造方法およびその製造中間材を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決すべく種々のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金板を調製し、その結晶方位集合組織とプレス成形時におけるリジングマーク発生の有無との関係について鋭意研究を重ねた。その結果、リジングマーク発生に影響を与える集合組織成分について、特に板幅方向の各結晶方位成分の分布度合いを適切に制御にすれば上記課題が解決できることを見出して、本発明を完成した。
【００１１】
即ち、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、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。
【００１２】
（［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。）。
【００１３】
上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板では、その構成成分として１．０質量％以下のＦｅ，０．３質量％以下のＭｎ，０．３質量％以下のＣｒ，０．３質量％以下のＺｒ，０．３質量％以下のＶ，および０．１質量％以下のＴｉからなる群より選択される１種または２種以上、並びに１．０質量％以下のＣｕおよび／または１．０質量％以下のＺｎ（それぞれ、０質量％を含まないものとする）を含有するものが好ましい。それぞれの構成成分により発揮される特性を、アルミニウム合金板に付与できるからであり、例えばプレス成形性を向上させることが可能だからである。
【００１４】
また、本発明に係る表面性状に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法は、Ｍｇを０．１〜３．０質量％，Ｓｉを０．１〜２．５質量％含有するアルミニウム合金に、少なくとも熱間圧延および冷間圧延を施す方法において、該冷間圧延途中で中間焼鈍を行なってもよく、該冷間圧延工程の直前または該冷間圧延途中の中間焼鈍後における各方位の集合組織の板厚方向サイズ平均値を５０μｍ以下にすることを特徴とする。
【００１５】
本発明者らは、集合組織分布のバランスの制御、ひいてはプレス成形時におけるリジングマークの発生を抑制するためには、冷間圧延の直前または冷間圧延途中における集合組織を規定することが重要であり、また、当該規定を満たすか否かを判断することによって、最終アルミニウム合金板の品質をある程度予測することが可能になることを見出して、これを規定したものである。
【００１６】
上記製造方法においては、上記熱間圧延工程と冷間圧延工程との間における冷延前焼鈍および／または上記冷間圧延途中の中間焼鈍を行ない、それぞれの焼鈍条件を１５０〜３２０℃で２０時間以上にすることが好ましい。比較的低温の焼鈍を行なうことによって、焼鈍時の粗大再結晶粒形成を抑制し蓄積ひずみを保持すると共に、析出物を増大させることで冷延時の析出物近傍への転位の蓄積を促進し、更に析出物に起因するランダムな再結晶方位核の形成を溶体時に促進し、板幅方向における結晶方位面積率の標準偏差を低減できるからである。
【００１７】
また、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造中間材は、各方位の集合組織の板厚方向サイズ平均値が５０μｍ以下であることを特徴とする。当該Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金製造中間材であれば、プレス成形時におけるリジングマーク発生が抑制されたアルミニウム合金板を得ることができる。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板が享有する最大の特徴は、特に各結晶方位集合組織の存在率を規定することによって、プレス成形時におけるリジングマークの発生を顕著に抑制できる点にある。
【００１９】
即ち、従来より強度や成形性とリジングマークの発生抑制が意図されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は開発されていたが、必ずしもリジングマークの発生を無くすことができるものではなかった。しかし本発明者らは、プレス成形時に発生するリジングマークの原因が特定の結晶方位であることを見出し、その存在をバランス良く規定すれば、リジングマークの発生を顕著に抑制できることを見出し、本発明を完成した。
【００２０】
以下に、斯かる特徴を発揮する本発明の実施形態、及びその効果について説明する。
【００２１】
本発明でＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金を選択したのは、Ａｌ−Ｍｇ系合金よりもプレス成形時におけるストレッチャーストレインマークが発生し難く、また、常温での成形性や耐食性に優れ、更に時効処理により高強度が得られることから、成形材料として非常に優れているからである。
【００２２】
本発明では、Ｍｇを０．１〜３．０質量％，Ｓｉを０．１〜２．５質量％添加する。これら元素はＧＰゾーンと称されるＭｇ２Ｓｉ組成の集合体（クラスター）または中間相を形成し、ベーキング処理による効果を向上させることができる。それぞれの下限値未満或いは上限値超では斯かる効果を発揮できず、特に下限値未満では成形性も劣化する。更に、Ｓｉが上限値を超えると粗大なＳｉ単体晶出物が形成され、成形性が劣化する。
【００２３】
本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の結晶方位集合組織を規定することを要旨としている。通常のアルミニウム合金においては、下記の結晶方位の存在が知られており、これらの体積分率が変化すると、塑性異方性も変化する。
【００２４】
Ｃｕｂｅ方位  ：｛００１｝＜１００＞
ＣＲ方位      ：｛００１｝＜３１０＞
ＲＷ方位      ：｛００１｝＜１１０＞  （Ｃｕｂｅ方位が板面回転した方位）
Ｇｏｓｓ方位  ：｛０１１｝＜１００＞
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞
Ｓ方位        ：｛１２３｝＜６３４＞
Ｃｕ方位      ：｛１１２｝＜１１１＞
（若しくは、Ｄ方位：｛４  ４  １１｝＜１１  １１  ８＞
ＰＰ方位      ：｛０１１｝＜１２２＞等。
【００２５】
ここで、集合組織のでき方は同じ結晶系でも加工法によって異なり、圧延による板材の場合には、圧延面と圧延方向で表す必要がある。即ち、上記各方位において、圧延面は｛○○○｝で表現され、圧延方向は＜△△△＞で表現される（○、△は整数を示す）（長島晋一編著「集合組織」（丸善株式会社刊），軽金属学会「軽金属」解説Ｖｏｌ．４３，第２８５〜２９３頁（１９９３年）を参照）。
【００２６】
本発明においては、基本的に上記各結晶面から±１０度以内の結晶方位のずれは、同一の方位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。
【００２７】
本発明では、Ｃｕｂｅ方位，ＣＲ方位，ＲＷ方位，Ｇｏｓｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，ＰＰ方位の各方位について、下記式（１）の条件を満たす様に規定している。
【００２８】
（［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。）。
【００２９】
プレス成形時のリジングマークは合金板表面層の凹凸として表われるが、詳細な検討の結果、板厚方向における板厚全体の塑性変形量の積み重なりが表層部の凹凸を形成し、これらリジングマークとなることが判明した。つまり、板幅方向における各結晶方位成分毎の面積率分布の程度によって、リジングマークが発生するか否かが決定される。本発明者らの詳細な解析によれば、板幅方向における各結晶方位毎の面積率分布の標準偏差が小さい方がリジングマークの発生は抑制される結果になり、上記式（１）の左辺が１．０％を超えるとリジングマークが発生する傾向がある。当該値について、好適には０．８％以下（≦０．８％）であり、更に好ましくは０．６％以下である。
【００３０】
但し、上記結晶方位のうちＧｏｓｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位，ＰＰ方位は、ランダムな方位に比べ、これらが顕著に成長するとリジングマークが発生する場合が多い。従って、［Ｇｏｓｓ］，［Ｂｒａｓｓ］，［ＰＰ］はそれぞれ３以下であることが好ましい。また、同様の理由から［Ｃｕｂｅ］は１０以下が好ましい。
【００３１】
本発明における集合組織分布の定量的評価は、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）による電子線回折法、或いはＳＥＭ−ＥＣＰ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ  −  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて測定することが好ましく、得られた測定データを基にその面積率（％）で評価する。
【００３２】
その測定箇所は板幅方向の断面とし、合金板の板厚方向１／４部で測定することが望ましい。当該部位で式（１）の集合組織分布に関する要件を満たせば、アルミニウム合金板全体でリジングマークが抑制されていると推定できるからである。測定は、上記断面において板幅方向の一定の長さを定め（例えば、３ｍｍ）、その範囲内で５００μｍ毎に測定する。測定箇所は、より正確を期するために複数設けることが好ましい（例えば、１０箇所）。
【００３３】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、その成分組成として、１．０質量％以下のＦｅ，０．３質量％以下のＭｎ，０．３質量％以下のＣｒ，０．３質量％以下のＺｒ，０．３質量％以下のＶ，および０．１質量％以下のＴｉからなる群より選択される１種または２種以上（それぞれ、０質量％を含まない）を含有してもよい。Ｆｅは、Ｆｅ系晶析出物（α−ＡｌＦｅＳｉ，  β−ＡｌＦｅＳｉ，  Ａｌ６Ｆｅ，  Ａｌ６（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃｕ１２，  Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅ等）を形成することにより、結晶粒微細化効果を発揮できるからである。但し、上限値を超えると粗大な晶出物が形成され、成形性が悪化する。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖ，Ｔｉも結晶粒微細化効果を有し、成形性を向上させる効果がある。しかし、上限を超えると粗大な化合物を形成し、これが破壊の起点となり成形性を劣化させる。
【００３４】
また、１．０質量％以下のＣｕおよび／または１．０質量％以下のＺｎ（それぞれ、０質量％を含まない）を含有してもよい。これら元素はベーキング時の時効硬化速度を向上させるからである。しかし、上限値を超えると粗大な化合物を形成して成形性を悪化させる。特に、過剰なＣｕは耐食性も劣化させる。
【００３５】
上述した各元素以外にも、合金の様々な特性を高めるために所望の元素を添加してもよい。しかし、上記規定以外の残部は、不可避的に含まれる元素（不可避的不純物）が存在する他、Ａｌとすることが好ましい。
【００３６】
上記で説明した結晶方位組成を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板を製造する、即ち、合金板の集合組織を制御するためには、少なくとも熱間圧延および冷間圧延を含む一般的なアルミニウム合金板の製造方法において、条件を精緻に制御することが重要である。
【００３７】
このような製造工程中における具体的なプロセス条件は、合金の成分組成や他のプロセス条件との兼ね合いで異なってくるから一概には定められない。しかし、本発明者らは、プレス成形時におけるリジングマークの発生に影響を与える集合組織形態に加えて、製造工程中の集合組織変化を詳細に調査し、以下の知見を得た。
【００３８】
先ず、「熱間圧延の開始温度」は比較的低くする。当該温度を低温化することで熱延時の粗大再結晶粒形成を抑制し、板幅方向の結晶方位の標準偏差を低減するためである。具体的には５００℃以下が好ましく、更に好ましくは４００℃以下であり、最適には３００℃以下にする。
【００３９】
「熱間圧延の終了温度」も比較的低いものにする。熱延後における巻取り時の粗大再結晶粒形成を抑制し、板幅方向の標準偏差を低減するという上記と同様の理由による。温度としては２５０℃以下が好ましく、更に好ましくは２２０℃以下であり、最適には２００℃以下にする。
【００４０】
熱間圧延工程と冷間圧延工程との間では、「冷延前焼鈍」を比較的低温で行なうことが好ましく、また、「冷延途中の中間焼鈍」を比較的低温で行なってもよい。当該工程を経ることによって、焼鈍時の粗大再結晶粒形成を抑制し蓄積ひずみを保持すると共に、析出物を増大させることで冷延時の析出物近傍への転位の蓄積を促進し、更に析出物に起因するランダムな再結晶方位核の形成を溶体時に促進して、上記と同様に標準偏差を低減することができるからである。当該焼鈍条件としては、１５０〜３２０℃で２０時間以上が好ましく、更に好ましくは１５０〜２８０℃で３０時間以上、最適には１５０〜２５０℃で４０時間以上とする。
【００４１】
冷間圧延工程における「冷延率」（間に中間焼鈍を行なう場合には、合計の冷延率）は、７０％以上にすることが好ましい。冷延率を増大させることで上記析出物近傍への転位の蓄積を増大させ、溶体化時のランダムな再結晶方位核の形成を促進できるからである。当該「冷延率」としては、８０％以上が更に好ましく、最適には９０％以上である。
【００４２】
また、本発明者らは、冷間圧延工程の直前または該冷間圧延途中の中間焼鈍後における各結晶方位集合組織の板厚方向サイズの平均値を５０μｍ以下にすれば、最終アルミニウム合金板のリジングマーク発生を抑制できることを見出した。つまり、この時点で当該平均値を測定すれば最終合金板の性質を予測することができ、また、製造工程条件を決定する目安にすることができる。当該平均値としては、４０μｍ以下が更に好ましく、３０μｍ以下が更に好ましい。尚、ここでの各結晶方位集合組織は特定のものに限られないが、主として前述したもの（Ｃｕｂｅ方位，ＣＲ方位，ＲＷ方位，Ｇｏｓｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位，Ｓ方位，Ｃｕ方位，ＰＰ方位）をいう。
【００４３】
また、冷間圧延工程の直前または該冷間圧延途中の中間焼鈍後における各結晶方位集合組織の板厚方向サイズ平均値が５０μｍ以下（好ましくは４０μｍ以下、更に好ましくは３０μｍ以下）であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造中間材は、プレス成形時におけるリジングマーク発生が抑制されたアルミニウム合金板が得られるものとして有用である。
【００４４】
前述した様に、以上の製造方法はあくまで本発明の合金板を製造するに好適な例であって、上記条件を満たす方法以外の製造方法によっても、本発明の合金板は製造され得る。即ち、本発明の合金板を得るには、合金の成分組成やプロセス条件間の兼ね合いによって、条件を調節する必要がある。しかし、少なくとも上記条件を大きく外れるプロセスを含む製造方法によって得られた合金板は、本発明に係る集合組織分布を有さず、プレス成形時においてリジングマークが発生するおそれがあるといえる。
【００４５】
以下に、実施例を示すことにより本発明を更に詳細に説明するが、本発明の範囲はこれらに限定されるものではない。
【００４６】
【実施例】
（製造例）
表１に示す成分組成（残部はＡｌおよび不可避的不純物とする）のＡｌ合金を溶解し、ＤＣ鋳造或いは薄板連鋳により造塊した。
【００４７】
【表１】
2004292899.tif 000002
【００４８】
得られた鋳塊につき、表２に従って熱間圧延，冷延前焼鈍，冷間圧延（中間焼鈍を行なう場合がある）の処理を施し、更に５５０℃で６０秒の溶体化処理を行なって、厚さ１ｍｍのＴ４材を得た。
【００４９】
【表２】
2004292899.tif 000003
【００５０】
（試験例１）集合組織の評価およびリジング評価
上記製造例により製造した各Ｔ４材について、合金板の直角断面において、板幅方向３ｍｍの領域について１０視野（１０箇所）の結晶方位分布測定をＳＥＭ−ＥＢＳＰ法で行ない、５００μｍ幅毎に各方位成分毎の面積率を計算して方位成分毎の標準偏差を計算した。
【００５１】
また、冷間圧延前のサンプルについて、同様に１０視野の方位分布測定をＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  （Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ）  Ｐａｔｔｅｒｎ）法で行ない、板厚方向の各結晶方位成分のサイズを測定した。ＳＥＭ装置としては、日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬ  ＪＳＭ  ５４１０）または、Ｐｈｉｌｉｐｓ社製ＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡，Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）（ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ）を使用した。ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＴＳＬ社製ＥＢＳＰ（ＯＩＭ）を用いた。
【００５２】
図１に、合金Ｎｏ．３の合金板についてのＥＢＳＰ解析結果を示す。ＥＢＳＰ解析によれば各結晶方位を色別に認識することができ、それぞれの面積率を容易に算出することができる。
【００５３】
更に、各Ｔ４材についてリジング評価を行なった。リジング評価は、圧延の直角方向に５％の引張変形を加え、評価を容易とするために塗装処理して目視評価をすることにより行なった。塗装処理は、リン酸亜鉛処理の後に塗装および焼付処理することにより行なった。具体的には、リン酸チタンのコロイド分散液による処理を行ない、次いでフッ素を低濃度（５０ｐｐｍ）で含むリン酸亜鉛浴に浸漬することによって、リン酸亜鉛皮膜を成形材表面に形成した。その後の塗装処理は、カチオン電着塗装を行なった後に、１７０℃×２０分の焼付けを行なう条件とした。
【００５４】
ＥＢＳＰ解析により得られた各方位面積率の標準偏差（％）を表３に、当該結果から計算される式（１）左辺（各方位面積率の標準偏差平均，％）の値，冷延前の板厚方向結晶サイズおよびリジングマーク発生の有無を表４に、各方位面積率の標準偏差平均とリジングマーク発生の有無との関係を図２として示す。
【００５５】
【表３】
2004292899.tif 000004
【００５６】
【表４】
2004292899.tif 000005
【００５７】
表４と図２中、リジングマークの発生が見られた場合を○，発生が見られなかった場合を×，リジングマークが発生したとはいえないまでも肌荒れが観察された場合を△とした。
【００５８】
上記結果より、式（１）の左辺により計算される各結晶方位の板幅方向５００μｍ毎の板断面における面積率の標準偏差平均値（％）が１．０％を超える場合にはリジングマークが発生し、１．０％以下であればリジングマークの発生は抑制されるという明瞭な結果が明らかにされた。
【００５９】
また、Ｎｏ．３合金板の１／４ｔ部（板厚方向の１／４部）における冷間圧延工程の直前でのＥＢＳＰ解析結果を図３として示す。図３によれば、各結晶方位の板厚方向サイズは充分に小さく、計算平均値は５０μｍ以下である３８μｍであった（表３のＮｏ．３）。その結果、リジングマークは発生しなかった。
【００６０】
一方、Ｎｏ．１８合金板の１／４ｔ部における冷間圧延工程の直前でのＥＢＳＰ解析結果を図４として示す。図４によれば、各結晶方位の板厚方向サイズは大きく、計算平均値は５０μｍを超える７２μｍであった（表３のＮｏ．１８）。その結果、リジングマークが発生した。
【００６１】
その他の合金板での結果を比較しても、冷間圧延工程直前または該冷間圧延途中の中間焼鈍後における板厚方向結晶サイズの平均値と、式（１）の左辺値およびリジングマークの発生との間には明確な相互関係がある。即ち、当該平均値が５０μｍ以下であれば式（１）の左辺値は１．０以下となりリジングマークは発生しない一方で、５０μｍを超えると式（１）の左辺値も１．０を超え、プレス加工時におけるリジングマークが発生することが実証された。
【００６２】
【発明の効果】
本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板は、プレス成形時に発生しがちであるリジングマークを顕著に抑制することができる。
【００６３】
また、本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板の製造方法、およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の製造中間材は、上記アルミニウム合金板の製造に応用できるものとして有用である。
【００６４】
従って、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金板に関する本発明は、屋根，インテリア，カーテンウォール等の建材、器物，家電，光学機器，自動車，鉄道車両，航空機等の外板、一般機械部品などに応用できるものとして、産業上非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金Ｎｏ．３の合金板についてのＥＢＳＰ解析結果
【図２】各結晶方位面積率の標準偏差の平均値（式（１）の左辺）とリジングマーク発生の有無との関係
【図３】合金Ｎｏ．３の冷間圧延工程の直前でのＥＢＳＰ解析結果
【図４】合金Ｎｏ．１８の冷間圧延工程の直前でのＥＢＳＰ解析結果
【図１】
2004292899.tif 000006
【図２】
2004292899.tif 000007
【図３】
2004292899.tif 000008
【図４】
2004292899.tif 000009