(57)【要約】【課題】  絞り加工性や成形性等の成形加工性に優れると共に、過酷な成形加工を施したとしても成形加工後の表面性状も良好な（特に、表面凹凸の少ない）Ｍｇ含有Ａｌ合金を提供する。【解決手段】  Ｍｇを含有するＡｌ合金であって、合金表面における結晶粒の板面方位を測定し、板面方位が（１００）面から１０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＡ、（１００）面から２０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＢとしたとき、下記（１）式および（２）式を満足するＭｇ含有Ａｌ合金である。１０≦Ｂ≦６０      ・・・（１）Ａ／Ｂ≦０．５０    ・・・（２）【選択図】  図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇを含有するＡｌ合金であって、
合金表面における結晶粒の板面方位を測定し、板面方位が（１００）面から１０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＡ、（１００）面から２０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＢとしたとき、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とするＭｇ含有Ａｌ合金。
１０≦Ｂ≦６０      ・・・（１）
Ａ／Ｂ≦０．５０    ・・・（２）
【請求項２】
前記合金表面における結晶粒の粒径を測定したときに、平均結晶粒径の２倍を超える結晶粒の占める面積率が、全体に対して５．０％以下である請求項１に記載のＭｇ含有Ａｌ合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形加工性に優れると共に、成形加工後における表面品質が良好なＭｇ含有Ａｌ合金に関するものである。
【０００２】
本発明のＭｇ含有Ａｌ合金は、絞り加工性や成形性等の成形加工性に優れると共に、加工後の表面性状に優れているので、例えば自動車のボディシートや骨格材、ホイール、船舶、電気製品の外板等の素材として好適に用いることができる。
【０００３】
なお本発明においてＭｇ含有Ａｌ合金とは、特記しない限り、Ａｌ−Ｍｇ系合金（所謂、５０００系Ａｌ合金）とＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（所謂、６０００系Ａｌ合金）の何れも含む意味である。
【背景技術】
【０００４】
Ａｌ合金は鋼材と比べると軽量で、しかもリサイクル性に優れていることから省エネルギー化や省資源化を実現できる素材として注目されており、近年では自動車のボディシートや骨格材、ホイールなどの材料として使用されつつある。この様な用途に用いる素材には、強度や良好な成形加工性、溶接性などの特性が求められ、こうした観点からＭｇを含有するＡｌ合金が用いられている。
【０００５】
Ｍｇ含有Ａｌ合金は、Ａｌ−Ｍｇ系合金（所謂、ＪＩＳ規格の５０００系Ａｌ合金）とＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（所謂、ＪＩＳ規格の６０００系Ａｌ合金）に大別できる。
【０００６】
このうち５０００系Ａｌ合金は、Ｍｇを必須成分として含むＡｌ合金であり、Ｍｇは強度やプレス成形性の向上に寄与する。５０００系Ａｌ合金としては、例えば、ＪＩＳ規格の５０５２合金、５１５４合金、５４５４合金などがある。
【０００７】
一方、６０００系Ａｌ合金は、ＭｇとＳｉを必須成分として含むＡｌ合金であり、ＭｇとＳｉはＡｌ合金の時効硬化能向上に寄与する。そのためプレス成形時や曲げ加工時には低耐力のため成形性が良好となるが、成形後に加熱処理（例えば、焼付塗装処理など）を施すと人工時効硬化して耐力が向上し、結果として強度が高くなる。また６０００系Ａｌ合金は上記５０００系Ａｌ合金と比べると合金元素の添加量が少ないため、溶解材（溶解原料）として再利用し易く、リサイクル性に優れている。
【０００８】
これらのＭｇ含有Ａｌ合金は、薄肉でしかも高強度のため、特に自動車の内部構造部材や、フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体に使用されるアウタパネル（外板）やインナパネル（内板）等のパネルの素材として用いられつつある。
【０００９】
ところがＭｇ含有Ａｌ合金を最終製品に成形加工すると、ストレッチャーストレインマークやリジングマークといった表面凹凸が発生することが知られている。このうちストレッチャーストレインマーク（以下、「ＳＳマーク」と称する場合がある）とは成形加工によって生じる不均一変形やスジ状の組織ムラのことであり、これが成形加工品の表面に火炎状の縞模様を発生させるため、外観や美観を著しく損ねて商品価値を低めることがある。このＳＳマークは特に５０００系Ａｌ合金を成形加工するときに発生し易い。５０００系Ａｌ合金は、他のＡｌ合金と比べると合金元素の添加量が多いため、該合金元素が拡散により移動して転位に固着されやすいからである。即ち、合金元素が転位に固着した状態で成形加工が施されると、固着した合金元素は転位から開放されるが、この現象が一度に生じると同一滑り面上で集中的に転位の運動が生じ、滑り線が発生する。この滑り線がＳＳマークとなる。
【００１０】
またリジングマークとは、塑性加工によって圧延方向表面に生じる長い筋状欠陥であり、特に６０００系Ａｌ合金を成形加工するときに発生し易い。
【００１１】
そこで成形加工による表面品質の低下を防止する目的で、本出願人は先に特許文献１〜３の技術を提案している。
【００１２】
このうち特許文献１では、板表面と内部の平均結晶粒径を適切な範囲に制御することにより、ＳＳマークの発生を抑制した外観性が優れた５０００系Ａｌ合金圧延板の製法を提案している。また特許文献２では、板表層部と板厚１／４部でのＣｕｂｅ方位の集積度を規定することにより、表面性状を改善した成形加工用の６０００系Ａｌ合金を提案している。更に特許文献３では、｛１１０｝面の結晶方位成分（Ｇｏｓｓ方位、ＰＰ方位、Ｂｒａｓｓ方位）に着目し、各方位の分布密度を規定した６０００系Ａｌ合金板を提案している。これらの技術によって成形加工後の表面性状はある程度改善されることを確認している。しかし近年ではデザインの多様化に伴い複雑な成形加工（例えば、フラットヘミング加工などの曲げ加工、或いは、張出加工や深絞り加工などのプレス加工等）が求められており、成形加工条件を厳しくした場合に成形加工後の表面品質が低下することがあり、さらなる改善が求められていた。
【００１３】
一方、Ａｌ合金の曲げ加工性と耐食性を改善する技術として、特許文献４では、隣接する結晶粒の方位差が15°以下である結晶粒界の占める割合を規定したＡｌ合金板が提案されている。そしてこの文献には、成形後に肌荒れやリジングマークの発生が防止されることも記載されている。しかし本発明者らがさらに検討したところ、成形加工条件を一段と厳しくし、導入する歪み量を多くすると、やはり成形加工後の表面品質が低下することがあり、改善の余地が残されていた。
【特許文献１】特開平10-219412号公報（［特許請求の範囲］，［0054］等参照）
【特許文献２】特開平11-189836号公報（［特許請求の範囲］，［0008］，［0034］等参照）
【特許文献３】特開平11-236639号公報（［特許請求の範囲］，［0010］，［0016］等参照）
【特許文献４】特開2003-171726号公報（［特許請求の範囲］，［0007］，［0060］等参照）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、絞り加工性や成形性等の成形加工性に優れると共に、過酷な成形加工を施したとしても成形加工後の表面性状も良好な（特に、表面凹凸の少ない）Ｍｇ含有Ａｌ合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
上記課題を解決することのできた本発明に係るＭｇ含有Ａｌ合金とは、Ｍｇを含有するＡｌ合金であって、合金表面における結晶粒の板面方位を測定し、板面方位が（１００）面から１０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＡ、（１００）面から２０゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＢとしたとき、下記（１）式および（２）式を満足する点に要旨を有する。
１０≦Ｂ≦６０      ・・・（１）
Ａ／Ｂ≦０．５０    ・・・（２）          
【００１６】
本発明のＭｇ含有Ａｌ合金としては、前記合金表面における結晶粒の粒径を測定したときに、平均結晶粒径の２倍を超える結晶粒の占める面積率が、全体に対して５．０％以下であるものが好ましい。
【００１７】
本発明に係るＭｇ含有Ａｌ合金の成分組成は特に限定されず、Ｍｇを含有するＡｌ合金（５０００系Ａｌ合金）またはＭｇとＳｉを含有するＡｌ合金（６０００系Ａｌ合金）の何れでも構わない。
【００１８】
このうち５０００系Ａｌ合金の場合は、Ｍｇを２〜８％（「質量％」の意味。以下同じ。）含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物で構成されていることが好ましい。さらにＦｅ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有することが推奨される。
【００１９】
一方、６０００系Ａｌ合金の場合は、Ｍｇ：０．１〜３％およびＳｉ：０．１〜２．５％を夫々含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物で構成されていることが好ましい。さらにＦｅ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有することが推奨される。
【００２０】
上述した５０００系Ａｌ合金や６０００系Ａｌ合金のいずれの場合においても、さらに他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＺｎ：１．５％以下（０％を含まない）を含有することや、（ｂ）Ｔｉを単独で０．００５〜０．２％、または、Ｂ：０．０００１〜０．０５％と併用して含有することが好ましい。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、絞り加工性や成形性等の成形加工性に優れると共に、過酷な成形加工を施したとしても成形加工後の表面性状も良好な（特に、表面凹凸の少ない）Ｍｇ含有Ａｌ合金を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
上述した如く、近年ではデザインの多様化に伴いＡｌ合金に複雑な成形加工が施されているが、成形加工条件を厳しくすると成形加工後の表面品質が著しく低下することが指摘されていた。また表面性状の評価基準レベルも従来に比べてかなり高くなってきている。
【００２３】
そこで本発明者等は厳しい条件で成形加工した場合でも良好な表面品質を確保すべく、特に結晶方位（表面の板面方位）に着目して研究を重ねてきた。結晶方位に着目したのは、結晶方位の違いにより隣接する結晶粒の導入歪み量（結晶性の変形量）が異なり表面の凹凸が生じやすいからである。そして結晶方位のなかでもとりわけ（１００）面方位を有する結晶粒［（１００）面の結晶粒］が表面凹凸の発生を支配する主要な因子であることを突き止め更に鋭意検討した。その結果、板面表面部の（１００）面の分散度（バラツキの程度）を大きくする［具体的には後述する様に、（１００）面から20°以内の結晶粒が占める面積率Ｂに対して、（１００）面から10°以内の結晶粒が占める面積率Ａを小さくする］ことにより所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明について詳述する。
【００２４】
特に本発明においては、従来の様に各結晶方位単位で制御するのではなく、表面の板面方位［なかでも（１００）面］で制御したところに最重要ポイントが存在する。即ち、従来の様に集合組織を制御して成形加工性を高めるにあたっては、方位のバランスによって成形性や曲げ性、耐食性などの諸特性が変化するため、用途や成形加工条件を考慮して作り分ける必要がある。ところが現実には、板厚や加工条件は多岐にわたるため成形加工後の表面性状まで考慮して作り分けることは実操業では困難だからである。
【００２５】
上述した通り本発明のＭｇ含有Ａｌ合金は、合金表面における結晶粒の板面方位を測定したときに、板面方位が（１００）面から10゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＡ、（１００）面から20゜以内の結晶粒が占める面積率（％）をＢとしたとき、下記（１）式および（２）式を満足するものである。
１０≦Ｂ≦６０      ・・・（１）
Ａ／Ｂ≦０．５０    ・・・（２）          
【００２６】
ここでＡｌ合金の集合組織について説明すると、Ａｌ合金には図１に示す通りＣｕｂｅ方位やＧｏｓｓ方位などの集合組織が発生することが知られている。集合組織のでき方は結晶系が同じでも加工法によって異なり、圧延材の場合は圧延面と圧延方向で表わされる。つまり、下記に示す様に圧延面は｛○○○｝で表現され、圧延方向は＜△△△＞で表現される。なお、○や△は整数を示している。
【００２７】
かかる表現方法に基づき、各方位は下記のように表される。詳細については、長島晋一編著「集合組織」（丸善株式会社刊）や軽金属学会「軽金属」解説Vol.43（1993）P.285〜293など参照。
Ｃｕｂｅ方位  ：｛００１｝＜１００＞
ＣＲ方位      ：｛００１｝＜５２０＞
ＲＷ方位      ：｛００１｝＜１１０＞  ［Ｃｕｂｅ方位が（１００）面で板面回転した方位］
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＞）
ＳＢ方位      ：｛６８１｝＜１１２＞      
【００２８】
また、再結晶集合組織については、上記Ｃｕｂｅ方位が形成されると共に、上記Ｂｒａｓｓ方位やＣｕ方位、Ｓ方位に近い再結晶方位が形成されることも知られている。
【００２９】
このうち本発明では（１００）面を有する方位基準として上記（１）式及び（２）式を規定している。ここで（１００）面を有する方位には、図１に示す通り、Ｃｕｂｅ方位、ＲＷ方位およびＣＲ方位が含まれる。これらを基準としたのは、他の結晶方位と比べて、成形加工時に歪みが入り難く、変形し難いからである。またＣｕｂｅ方位は、一般的に知られている様に、アルミの再結晶集合組織の主方位であり、Ａｌ−Ｍｇ系合金やＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においても主要な結晶方位の１つであり、Ｃｕｂｅ方位以外のＲＷ方位やＣＲ方位についても、実際の成形加工（例えば、プレス加工や絞り加工等）では板の圧延方向に対して様々な方向から加工を受けるため、これらの方位についても制御することが必要だからである。
【００３０】
そして本発明では、成形加工時に歪みが入り難い上記（１００）面の結晶方位を、理想結晶面［つまり（１００）面］からずらすことが重要である。かかる観点から本発明ではまず上記（１）に規定する通り、合金表面における全結晶粒の板面方位を測定したとき、板面方位が（１００）面から20°以内の結晶粒が占める面積率Ｂを、全体に対して10〜60％と定めた。面積率が10％未満では、表面部に導入される歪みが大きくなり過ぎて欠陥を生じ、成形加工後の表面性状を低下させる。好ましくは15％以上である。一方、面積率が高くなり過ぎると、成形加工時に歪みが導入され難くなり、成形加工や絞り加工を却って阻害するために内部欠陥を生じ、表面性状も悪くなる。こうした観点から上記面積率は60％以下に抑えるべきである。より好ましくは55％以下である。
【００３１】
更に本発明では上記（２）に規定する通り、板面方位が（１００）面から10°以内の結晶粒が占める面積率をＡ、（１００）面から20°以内の結晶粒が占める面積率をＢとしたとき、Ａ／Ｂを0.50以下とした。
【００３２】
ここで上記Ａ／Ｂが0.50以下とは、（１００）面を基準としたとき理想結晶面［つまり（１００）面］からの分散度（ズレの程度）が大きくなることを意味し、その結果、隣接する結晶粒同士の歪み量の差を緩和し、表面凹凸を小さくできる。上記Ａ／Ｂが0.50を超える場合は、Ａの面積率が大きくなる。すなわち理想結晶面を有する結晶粒または理想結晶面からのズレが10°以内の結晶粒が多く存在することとなり、成形加工時に各結晶粒に導入される歪み量を均一化できず、そのため隣同士の結晶粒に導入される歪み量の差が大きくなり、表面部に凹凸が発生することとなる。好ましくは上記Ａ／Ｂは0.48以下である。
【００３３】
次に合金表面における結晶粒の板面方位を測定する方法について説明する。
【００３４】
まず本発明において合金表面とは、板厚をＤとしたときに、合金の最表面からの深さがＤ／４の位置における面を指す。そしてＤ／４の位置から採取したサンプル表面を、機械研磨した後、バフ研磨し、次いで電解研磨して板面方位測定用試験片を得る。
【００３５】
当該試験片における結晶粒の板面方位は、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ［Electron Back Scattering Pattern，ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction）とも呼ばれる］を用いて測定する。後記の実施例では、ＳＥＭ装置として日本電子社製ＳＥＭ（ＪＥＯＬ  ＪＳＭ  ５４１０）、ＥＢＳＰ測定・解析システムとしてＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製（ＯＩＭ）を夫々用い、測定領域は1000μｍ×1000μｍとし、測定ステップ間隔は3μｍ以下とした。
【００３６】
上記測定領域内に観察される各結晶粒について板面方位を測定し、（１００）面からのズレが20°以内の結晶粒が全結晶粒に対して占める面積率Ｂ及び（１００）面からのズレが10°以内の結晶粒が全結晶粒に対して占める面積率Ａを夫々算出し、面積比Ａ／Ｂを求める。
【００３７】
更に本発明では合金表面に存在する全ての結晶粒（具体的には、上記測定領域内に観察される結晶粒）の粒径を測定したときに、平均結晶粒径の2倍を超える結晶粒が占める面積率が、全体に対して5.0％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有Ａｌ合金の表面を観察すると、種々の大きさの結晶粒が観察されるが、極端に粗大な結晶粒が存在すると、この粗大な結晶粒付近で不均一な変形が起こり、成形加工後の表面に組織むらを生じる原因となる。従って結晶粒径の分布は均一であることが好ましく、かかる観点から本発明では平均結晶粒径の2倍を超える結晶粒が占める面積率を、全体に対して5.0％以下と定めた。より好ましくは4.5％以下である。
【００３８】
ここで平均結晶粒径は、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰを用い、所定の測定領域内に観察される各結晶粒の最大直径を測定し、得られた結果の平均値を算出したものである。
【００３９】
以上、本発明を特徴づける結晶方位に関する要件について説明した。次に、本発明で対象とするＡｌ合金の成分組成［Ｍｇを含有するＡｌ合金（５０００系Ａｌ合金）またはＭｇとＳｉを含有するＡｌ合金（６０００系Ａｌ合金）］について説明する。
【００４０】
このうち５０００系Ａｌ合金（Ａｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金）の場合は、Ｍｇを2〜8％含有することが好ましい。Ｍｇは、固溶強化によって強度や成形性を高める元素であり、少量の添加でもその効果を発揮するが、2％以上含有することで特にプレス成形性が良好となる。より好ましくは2.5％以上、さらに好ましくは3％以上である。一方、Ｍｇ含有量の上限は特に限定されず、高耐力（好ましくは高耐力と良好なプレス成形性）を維持できる範囲であれば良いが、含有量が多すぎると熱間加工性が劣化し、製造が困難になる傾向があるため、8％以下とすることが好ましい。より好ましくは7％以下、さらに好ましくは6％以下、特に好ましくは5.5％以下である。
【００４１】
また６０００系Ａｌ合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金）の場合は、Ｍｇ：0.1〜3％とＳｉ：0.1〜2.5％を夫々含有することが好ましい。ＭｇとＳｉを併せて含有し、溶体化処理後に適切な温度に保持することによって、ＧＰゾーンと称されるＭｇ2Ｓｉ組織の集合体や、この集合体がさらに発達した中間相が生成し、人工時効硬化する。そのため、耐力（即ち、人工時効硬化後の耐力）の高いＡｌ合金板となる。ＭｇとＳｉは少量でも併用添加することでその効果を発揮するが、人工時効硬化能を確実なものとするには、Ｍｇを0.1〜3％、Ｓｉを0.1〜2.5％の範囲で夫々含有することが好ましい。Ｍｇ含有量のより好ましい下限は0.3％、上限は2％であり、さらに好ましい下限は0.4％、上限は1.5％である。一方、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は0.3％、上限は1.5％であり、さらに好ましい下限は0.4％、上限は1.2％である。
【００４２】
なおＳｉとＭｇの比（Ｓｉ／Ｍｇ）は特に限定されないが、質量比で、1.0以上、10以下とすることが好ましく、より好ましくは1.5以上、6以下である。
【００４３】
上述した何れのＭｇ含有Ａｌ合金においても、これら必須成分の他に、他の元素を含有してもよく、残部はＡｌおよび不可避的不純物である。後記する他の元素を含有する場合は、Ａｌ含有量を80％以上とすることが好ましく、より好ましくは85％以上、さらに好ましくは90％以上である。また、Ａｌの純度は高い方が好ましく、高純度のＡｌを母材として用いることで、Ｍｇ含有Ａｌ合金を使用した後のリサイクル性を高めることができる。
【００４４】
ここで前記他の元素としては、（１）結晶粒を微細化する元素（例えば、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ等）、（２）時効硬化速度を大きくする元素（例えば、ＣｕやＺｎ等）、（３）鋳塊組織を微細化する元素（例えば、ＴｉやＢ等）などの使用が好ましい。これらの元素は夫々単独で、または任意に選ばれる２種以上を組み合わせて含有してもよい。以下、上記（１）〜（３）の元素添加による効果及び含有量について説明する。
【００４５】
（１）結晶粒を微細化する元素（例えば、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ等）として、５０００系Ａｌ合金の場合は、上記Ｍｇの他に、さらにＦｅ：1.5％以下（0％を含まない）、Ｓｉ：0.5％以下（0％を含まない）、Ｍｎ：1％以下（0％を含まない）、Ｃｒ：0.5％以下（0％を含まない）およびＺｒ：0.5％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有することが好ましい。また、６０００系Ａｌ合金の場合は、上記ＭｇおよびＳｉの他に、さらにＦｅ：1.5％以下（0％を含まない）、Ｍｎ：1％以下（0％を含まない）、Ｃｒ：0.5％以下（0％を含まない）およびＺｒ：0.5％以下（0％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有することが好ましい。
【００４６】
上述した通り、ＦｅやＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、いずれも結晶粒を微細化する元素であり、機械的特性（例えば、強度や延性、靭性、硬化性など）の向上に寄与する。
【００４７】
特にＦｅやＳｉは、通常、Ａｌ合金中に不可避不純物として混入しており、Ａｌ合金中で、Ａｌ−Ｆｅ系［例えば、ＡｌmＦｅ（但し、ｍ：３〜６の整数）やＡｌ6（Ｆｅ，Ｍｎ）、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ12、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ等］、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系［例えば、α−ＡｌＦｅＳｉやβ−ＡｌＦｅＳｉ等］、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の種々の金属間化合物（例えば、晶出物や析出物など）を形成し、結晶粒の微細化を促進したり、加工性等を高める作用を有する。またＦｅやＳｉを添加することにより、集合組織も制御できる。
【００４８】
このうちＦｅは、結晶粒の微細化促進と、金属間化合物を適正に分布させることによる成形性の向上に寄与する。この様なＦｅの添加効果を有効に発揮させるには、0.01％以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.05％以上、さらに好ましくは0.1％以上である。但し、Ｆｅの含有量が多くなり過ぎると、粗大な晶出物を形成し、加工性を劣化させるため、上限を1.5％とすることが好ましい。より好ましくは1％以下、さらに好ましくは0.6％以下である。
【００４９】
特に５０００系Ａｌ合金の場合は、上記Ｆｅの代わりに、または上記Ｆｅと併せてＳｉを含有することにより成形性が向上する。但し、５０００系Ａｌ合金の場合、Ｍｇの含有量が3％を超えるときにＳｉを0.5％を超えて添加すると、本来のＭｇ添加による固溶強化に加えてＳｉ添加による時効硬化を起こし、材料が硬くなりすぎて成形性を阻害するので、Ｓｉ含有量は0.5％以下に抑えるべきである。より好ましくは0.45％以下、さらに好ましくは0.4％以下である。
【００５０】
その他、ＭｎやＣｒ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖも結晶粒の微細化を促進する元素であり、加工性と表面性状の向上に作用する。しかし含有量が多すぎると、Ａｌ合金中で粗大な化合物を形成し、この化合物が破壊の起点となって表面凹凸が助長されるだけでなく、加工性が却って劣化する。これらの元素の好ましい含有量は次の通りである。
【００５１】
Ｍｎ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.02％以上、より好ましくは0.06％以上である。一方、Ｍｎの好ましい上限は1％、より好ましい上限は0.5％である。
【００５２】
Ｃｒ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.01％以上、より好ましくは0.05％以上である。一方、Ｃｒの好ましい上限は0.5％、より好ましい上限は0.3％、さらに好ましい上限は0.2％である。
【００５３】
Ｚｒ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.01％以上、より好ましくは0.05％以上である。一方、Ｚｒの好ましい上限は0.5％、より好ましい上限は0.3％、さらに好ましい上限は0.2％である。
【００５４】
Ｔｉ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.005％以上、より好ましくは0.01％以上である。一方、Ｔｉの好ましい上限は0.2％、より好ましい上限は0.15％、さらに好ましい上限は0.1％である。
【００５５】
（２）時効硬化速度を大きくする元素（例えば、ＣｕやＺｎ等）として、さらにＣｕ：1.0％以下（0％を含まない）および／またはＺｎ：1.5％以下（0％を含まない）を含有することが好ましい。
【００５６】
ＣｕやＺｎは、いずれも時効硬化速度を大きくする元素であり、少量の添加でその効果を発揮するが、含有量が多すぎると粗大な化合物を形成して特に曲げ加工性が劣化する。特にＣｕ含有量が多すぎると耐食性も劣化する。これらの元素を添加するときの好ましい量は次の通りである。
【００５７】
Ｃｕ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.1％以上、より好ましくは0.2％以上である。一方、Ｃｕの好ましい上限は1％、より好ましい上限は0.6％である。
【００５８】
Ｚｎ：少量の添加でその効果を発揮するが、好ましくは0.1％以上、より好ましくは0.2％以上である。一方、Ｚｎの好ましい上限は1.5％、より好ましい上限は1.0％、さらに好ましい上限は0.6％である。
【００５９】
なおＣｕとＺｎを併用する場合は、合計で1.5％以下とすることが好ましく、より好ましくは1.4％以下である。
【００６０】
（３）鋳塊組織を微細化する元素（例えば、ＴｉやＢ等）として、さらにＴｉを単独で0.005〜0.20％含有するか、または、Ｂ：0.0001〜0.05％と併用して含有することが好ましい。
【００６１】
このうちＴｉの添加効果を有効に発揮させるには、その下限を0.005％とする。しかし含有量が多くなり過ぎると、粗大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物を晶出して成形性の向上を阻害するため、上限を0.2％とすることが好ましい。より好ましくは0.15％以下である。
【００６２】
またＢは、上記Ｔｉと同様に、鋳塊結晶粒を微細化する元素であるが、Ｂの単独添加ではその効果は得られず、Ｔｉと併用することによって初めて所望の効果を発揮する。この様なＴｉの併用によるＢの添加効果を有効に発揮させるためにはＢを0.0001％以上添加することが好ましい。しかしＢ含有量が多くなり過ぎると、粗大なＴｉ−Ｂ系金属間化合物を形成して加工性を劣化させるため、上限は0.05％とすることが好ましい。
【００６３】
次に、本発明に係るＭｇ含有Ａｌ合金を効率良く製造できる方法について説明する。
【００６４】
上述した通り、本発明は合金表面における結晶粒の板面方位を（１００）面との関係で適切に制御（分散）させることが重要である。この様なＭｇ含有Ａｌ合金を製造するには、特に熱間圧延時における表面部への歪み導入条件と、それにより形成される組織や集合組織を適切に制御することが重要であり、そのためには、とりわけ熱間仕上げ圧延時の張力が重要な因子であることが判明した。
【００６５】
即ちＡｌ合金は一般に、均質化熱処理（均熱）、熱間圧延（熱間粗圧延および熱間仕上げ圧延）、冷間圧延、最終焼鈍の各工程を経て製造される。各製造工程の具体的な条件は、合金元素の量等によって異なり、それによって得られる結晶粒の板面方位も変化するため所望のＡｌ合金が得られる様に、一連の製造工程における条件として総合的に適切な設定をすればよい。以下、各工程における好ましい範囲について説明する。
【００６６】
まず、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法：Direct Chill）などによって得られたスラブ等の鋳塊に均質化熱処理を施す（均熱工程）。均質化熱処理を施すことにより、Ａｌマトリックスへ固溶するＭｇ量が増加し、熱延板の集合組織を制御できる。均熱工程の条件は合金の種類等によって異なり、Ａｌ−Ｍｇ系合金（５０００系Ａｌ合金）の場合は、均熱温度を400〜550℃程度、保持時間を1〜20ｈ程度にすることが好ましい。但し、長時間加熱すると、他の合金元素であるＭｎやＦｅ系の析出物が生成し、熱延板で所望の集合組織形態が得られないので最大でも20ｈとすることが推奨される。
【００６７】
一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（６０００系Ａｌ合金）の場合は、均熱温度を500℃以上、保持時間を4ｈ以上にすることが好ましい。熱処理時間を長くすることで、前述したＭｇ2ＳｉやＳｉの晶出物、Ｓｉの析出物を固溶化させることができるからである。但し、合金中に遷移元素のＦｅやＭｎなどが添加されているときは、20ｈを超えて加熱すると粗大な析出物が生じるので20ｈ以下とすることが推奨される。
【００６８】
次いで均質化熱処理した鋳塊に、熱間粗圧延を施す。上記熱間粗圧延の開始温度は、400〜560℃程度にすることが好ましい。400℃未満では、熱延中に充分な再結晶が生成されないまま圧延されるため、集合組織のバランスが崩れるので好ましくない。一方560℃を超えると、熱間圧延板の表面が酸化したり、焼きつきが生じ、さらには再結晶粒が粗大化して表面性状の悪化や成形性の低下、成形後の肌荒れを招く傾向がある。なお熱間粗圧延の終了温度は350〜470℃程度にすればよい。
【００６９】
上述した熱間粗圧延の後、熱間仕上げ圧延を施すが、上述した様に、本発明では当該熱間仕上げ圧延時の張力を適切な範囲に制御することが極めて重要である。
【００７０】
即ち熱間仕上げ圧延について説明すると、Ａｌ合金の場合通常3〜6段程度のスタンドを備えたタンデム式圧延機によって行なわれ、所望の寸法の圧延板に仕上げられる。本発明者らが検討したところ、熱間仕上げ圧延におけるスタンド間の張力は表層部の歪み状態に影響を与えることが明らかとなり、最終的に得られるＡｌ合金板の（１００）面からの分散度を決定することが分かった。従って本発明で規定する要件を満たすＭｇ含有Ａｌ合金を製造するには、全スタンド間における張力の平均値を3〜20ＭＰａの範囲にすればよいことが明らかとなった。
【００７１】
ここで全スタンド間における張力の平均値は、次の様に算出される。例えば4段のスタンドを備えたタンデム式圧延機によって熱間仕上げ圧延する場合、第１スタンドと第２スタンドとの間の張力をσ１、第２スタンドと第３スタンドとの間の張力をσ２、第３スタンドと第４スタンドとの間の張力をσ３と夫々表すと、スタンド間は3箇所あるので、全スタンド間における張力の平均値は、（σ１＋σ２＋σ３）／３、で算出できる。
【００７２】
ちなみに従来では、一般的なＡｌ合金の操業条件ではスタンド間における張力は制御されていないか、制御されていたとしても20ＭＰａを超えており、25〜36ＭＰａ程度が一般的であった。この様にスタンド間の張力を20ＭＰａを超えて操業するのは、圧延の蛇行やコイル巻取不良（キズ発生等）が抑えられるというメリットがあるからである。ところが、上述した様に、成形加工後の表面品質を改善する観点からすれば、スタンド間の張力は従来よりやや小さくすることが重要となる。つまり全スタンド間における張力の平均値が20ＭＰａを超えると、圧延による相当歪みが表層部付近で高くなり、その後、冷間圧延（なお要求される特性に応じて熱間圧延後に焼鈍してもよいし、また冷間圧延の途中で中間焼鈍を施してもよい）してから最終焼鈍すると、再結晶集合組織は（１００）面を有する結晶粒の集積度が高くなる。即ち、上記Ａ／Ｂの値が0.50を超えて（１００）面の分散度が小さくなってしまう。より好ましくは全スタンド間における張力の平均値を18ＭＰａ以下に調整する。
【００７３】
但し、張力の平均値が3ＭＰａ未満では、板面表面部における（１００）面の生成が却って不充分となり、成形性を阻害する傾向がある。また張力が小さ過ぎると、複数回のタンデム圧延とコイル巻取で熱間仕上するにあたり、圧延不良や見込み不良、圧延板の蛇行、コイル巻取り不良（キズ発生）などを生じやすく、圧延操業上の問題が発生し易い。より好ましくは上記張力の平均値を5ＭＰａ以上に調整する。
【００７４】
なおスタンド間張力は、主として、各スタンドにおける圧下率を調整したり、ロールの回転速度を調整することで制御される。具体的には、製品板や熱延板の板厚によって異なるが、各スタンドにおける圧下率を約20〜60％の範囲に調整したり、前半のスタンド（例えば、第１スタンドと第２スタンド）におけるロールの回転速度を20〜150ｍ／ｍｉｎの範囲に調整すると共に、後半のスタンド（例えば、第３スタンド以降）におけるロールの回転速度を100〜400ｍ／ｍｉｎの範囲に調整することで制御される。
【００７５】
その他熱間仕上げ圧延におけるスタンド間張力以外の条件としては、熱間仕上げ圧延の終了温度：230〜360℃程度（下工程によって異なる）、総加工率：60〜95％程度、仕上げ圧延最終加工率：20〜50％程度、仕上げ圧延最終圧延速度：200〜400ｍ／ｍｉｎ程度で行なうことが好ましい。このうち熱間仕上げ圧延の終了温度は、製品板厚や冷間圧延率、中間焼鈍の有無により適宜好適な範囲を設定すればよい。総合的にはこれらの条件を適切に組み合わせることにより、所望の結晶方位とすることができる。
【００７６】
上記の如く熱間仕上げ圧延を施した後、冷間圧延及び最終焼鈍の各工程を行なう。
【００７７】
このうち冷間圧延は、最終板厚がおよそ0.5〜10ｍｍ程度になる様に、冷間圧延率を80％以下に抑えることが好ましい。また最終焼鈍は、長時間保持すると結晶粒が成長して集合組織のバランスが崩れると共に、粗大な結晶粒が生成し、成形後の肌荒れが生じるので、５０００系Ａｌ合金で徐加熱焼鈍する場合は、300〜450℃で、2〜10時間とすることが推奨され、５０００系または６０００系Ａｌ合金で急速加熱焼鈍する場合は、500〜580℃で、3分以内とすることが推奨される。なお、徐加熱焼鈍とはコイルのまま炉内に挿入して加熱昇温して焼鈍することを意味しており、急速加熱焼鈍とはコイルを巻取りつつ加熱昇温して焼鈍することを意味している。
【００７８】
熱間圧延後、冷間圧延を行なう前に（即ち熱間圧延時に生じた不均一組織に）焼鈍を施して再結晶させることによって均一組織にしてもよいし、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行なってもよい。本発明ではこの焼鈍及び中間焼鈍を特に中間工程と呼び、当該中間工程により表面性状に一層優れたＡｌ合金が得られる。熱間圧延後に焼鈍を行なう場合と行なわない場合、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行なう場合と行なわない場合では、冷間圧延及び最終焼鈍の各工程における温度は異なるので具体的には製品板厚や所望の特性によって適宜適切に温度を設定することが好ましい。
【００７９】
まず、（ａ）冷間加工率が高い場合（例えば、50〜75％程度）、（ｂ）冷間加工率が低いが（例えば、50％未満）熱延後冷間圧延の前に焼鈍を行なうか、または冷間圧延途中に中間焼鈍を行なう場合、或いは、（ｃ）熱延後直ちに最終焼鈍する（焼鈍や中間焼鈍なし）場合は、230〜300℃程度の比較的低温側に設定することが好ましい。
【００８０】
一方、（ａ）冷間加工率が低く、しかも熱延後冷間圧延の前に焼鈍を行なうか、または冷間圧延の途中に中間焼鈍を行なわない場合、或いは、（ｂ）熱延板ままで製造する場合は、290〜370℃程度の比較的高温側に設定することが好ましい。
【実施例】
【００８１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００８２】
下記表１に示す成分組成のＭｇ含有Ａｌ合金を溶解し、ＤＣ鋳造法にて板厚：600ｍｍ、幅：1500ｍｍの鋳塊を得た。なお、下記表１に示す鋳塊種Ａ〜Ｄは５０００系Ａｌ合金であり、鋳塊種Ｅ〜Ｇは６０００系Ａｌ合金である。
【００８３】
【表１】
2005146310.tif 000003
【００８４】
得られた鋳塊に均質化熱処理を施した後、熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延、（必要に応じて中間工程）、冷間圧延、最終焼鈍の各工程を経てＭｇ含有Ａｌ合金板を得た。このうち一部工程の条件を表２に示す。以下、製造工程に従って各工程の条件について説明する。
【００８５】
まず均質化熱処理は、表２のNo.1〜11については480〜520℃で4〜10時間行い、No.12〜18については540℃で4時間行なった。
【００８６】
熱間粗圧延は、開始温度：450〜535℃、終了温度：350〜450℃とし、粗圧延後の粗圧延鋼板の板厚は30〜35ｍｍである。
【００８７】
また熱間仕上げ圧延の条件（終了温度，スタンド間張力の平均，熱間圧延後の板厚）は下記表２に示す通りである。ここで表２に示したスタンド間張力の平均は、前述した手順に従って算出した。なお仕上げ圧延最終速度は150〜250ｍ／ｍｉｎとし、板厚が厚いものは仕上げ圧延の最終速度を小さくし、板厚が薄いものは仕上げ圧延の最終速度を大きくした。仕上げ最終パスでの圧下率は20〜35％とした。実施例における熱間仕上げ圧延で用いたスタンド数は４段である。
【００８８】
また表２に示した中間工程とは、（ａ）熱間圧延後冷間圧延前に焼鈍を行なうか、前記（ａ）に次いで（ｂ）冷間圧延の途中に中間焼鈍を行なう、ことを意味しており、表中に焼鈍温度（ｂについては焼鈍温度と時間）を示した。なお表中、「昇温徐加熱」とはコイルのまま炉の中に挿入し、昇温を開始して行なう熱処理を意味し、このときの昇温速度はコイルのサイズによって異なるが、おおよそ20〜200℃／ｈである。また、表中の「中鈍なし」とは、中間工程を行なっていないことを示している。
【００８９】
次いで冷間圧延における最終冷延率を38〜80％とし、表２に示す板厚の冷延鋼板を得た。ここで最終冷延率とは、冷間圧延工程の途中で中間焼鈍を行なった場合は中間焼鈍から最終厚みまでの圧下率をいい、中間焼鈍を行なわない場合は冷間圧延率に該当する。
【００９０】
その後、最終焼鈍するが具体的な条件（加熱速度，焼鈍温度，保持時間）は表２に示す通りである。但し、表中の「加熱速度：急速30000」とは、30000℃／ｈの昇温速度で急速加熱したことを示しており、コイルを巻取りつつ加熱昇温している。一方、「加熱速度：40℃／ｈ」とは、コイルのまま炉内に挿入して加熱昇温している。
【００９１】
【表２】
2005146310.tif 000004
【００９２】
次に、上記工程を経て得られたＭｇ含有Ａｌ合金について、前述した測定方法に従い合金表面における結晶粒の板面方位、及び合金表面に存在する全ての結晶粒の粒径を夫々測定した。板面方位を測定した結晶粒について、測定領域に占める（１００）面から10°以内の結晶粒の面積率Ａ（面積％）と20°以内の結晶粒の面積率Ｂ（面積％）を夫々算出した。算出したＡとＢの値からＡ／Ｂの値を求めた。また、測定した結晶粒径の平均値を算出し、これを平均結晶粒径とした。さらに、平均結晶粒径の２倍を超える結晶粒が測定領域に占める面積率（面積％）を算出した。結果を下記表３に示す。
【００９３】
【表３】
2005146310.tif 000005
【００９４】
上記表３に示したNo.1〜18のうちNo.1，2，5，6について、より詳細なデータを下記表４に示す。また、No.1，2，5，6について、合金表面に観察された（１００）面の結晶粒分布を画像解析により、結晶方位別に色分けした写真を図２〜５の（ａ）として夫々示す。なお図２〜５では、（１００）面から10°以内の結晶粒を“濃く”、（１００）面から10°超20°以内の結晶粒を“薄く”色分けてして示している。従って、板面方位が（１００）面から10°以内の結晶粒が占める面積とは、図中に“濃く”色付けした結晶粒の総面積（ｘ）であり、板面方位が（１００）面から20°以内の結晶粒が占める面積とは、図中に“濃く”色付けした結晶粒の総面積（ｘ）と“薄く”色付けした結晶粒の総面積（ｙ）とを合わせた面積（ｘ＋ｙ）である。そして、測定領域の面積（測定領域：1000μｍ×1000μｍ）に対する総面積（ｘ）の割合を、板面方位が（１００）面から10°以内の結晶粒が占める面積率Ａ（面積％）とし、測定領域の面積（測定領域：1000μｍ×1000μｍ）に対する面積（ｘ＋ｙ）の割合を、板面方位が（１００）面から20°以内の結晶粒が占める面積率Ｂ（面積％）とする。
【００９５】
また、合金表面に観察された（１００）面の結晶粒について、結晶粒の粒径と面積率との関係（分布状態）を、図２〜５の（ｂ）として夫々示す。
【００９６】
【表４】
2005146310.tif 000006
【００９７】
次いで、この様にして得られたＭｇ含有Ａｌ合金について、成形加工後の表面品質を、引張試験後の表面凹凸粗さと絞り成形後の表面性状により評価した。
【００９８】
まず引張試験は、ＪＩＳ規格のＺ２２０１の５号試験片［平行部のゲージ長（ＧＬ）：25ｍｍ×板厚：50ｍｍ］を用いて室温（20℃）にて試験し、試験後における試験片表面の凹凸粗さを測定した。引張試験に用いた試験片は、前記Ｍｇ含有Ａｌ合金から試験片の長手方向が圧延方向に対して直角になる様に採取した。従って、引張方向も圧延方向に対して直角となる。なお引張試験は、ＪＩＳ規格のＺ２２４１（1980）に規定される金属材料引張試験方法に従って行った。ここで引張速度は0.2％耐力までを5ｍｍ／ｍｉｎとし、0.2％耐力以降は20ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００９９】
また、引張変形は15％ストレッチ（強度）または20％ストレッチ（強度）の２条件で行なった。
【０１００】
引張試験は通常15％程度の強度で行なうが、本発明ではより厳しい条件での成形加工を模擬するために通常の15％ストレッチに加えて、厳しい成形加工条件を示す20％ストレッチでも引張試験を行なった次第である。そして本発明では20％ストレッチで引張試験を行なった後の凹凸粗さが、合格基準に達しているものを本発明例とし、合格基準は15％ストレッチおよび20％ストレッチの場合共に、表面凹凸粗さが15μｍ以下とする。
【０１０１】
上記凹凸粗さの測定には粗さ計を用い、引張試験片の長手方向に沿って、合金表面凹凸粗さを約20ｍｍに亘って測定した。測定箇所は３箇所とし、各測定箇所における最大深さ（谷部）と最大高さ（山部）の距離を夫々算出し、３箇所の平均を表面凹凸粗さとした。
【０１０２】
具体的に表面凹凸粗さの測定結果の一例を図６を用いて説明する。図６は合金表面の粗さを測定した結果を示す模式図であり、ａは測定長（約20ｍｍ）、ｂは最大深さ（谷部）、ｃは最大高さ（山部）を夫々示している。実際の測定データは図中に実線で示す通りであるが、本発明ではこの実線データを平均化した曲線（図中に点線で示す）を求め、最大深さｂと最大高さｃの距離ｄを算出した。これを合計３箇所について同様に算出し、平均したものを本発明合金における表面凹凸粗さとした。
【０１０３】
また、絞り成形後の表面性状（肌荒れ）は、直径100ｍｍとして切り出した円盤状試験片を用い、ＪＩＳ規格のＺ２２４７に規定されるエリクセン試験方法に従って絞り変形試験を行った。具体的には潤滑油としてGastrol No.700の50％希釈液を用い、エリクセン試験機でカップ形状に成形したものを、表面性状測定用試験片とした。絞り変形試験の詳細な加工条件は次の通りである。ポンチの直径：φ50ｍｍ、ポンチ肩部のＲ：4.5ｍｍ、ダイスの直径：φ65.1ｍｍ、ダイス側肩部のＲ：14ｍｍ、しわ押さえ圧：4903ＭＰａ（500ｋｇｆ／ｍｍ2）、絞り比：2（絞り率：50％）。次に絞り変形試験後の表面を目視で観察し、下記基準で評価した。
＜評価基準＞
◎：肌荒れの発生なし
○：軽度に肌荒れ発生
△：肌荒れ発生
×：強く肌荒れ発生          
【０１０４】
これらの評価結果を表５にまとめて示す。
【０１０５】
【表５】
2005146310.tif 000007
【０１０６】
表３および表５から明らかな様に、本発明で規定する要件を満たすNo.1〜4，No.8〜10，No.12〜15は、何れも15％ストレッチのみならず20％ストレッチ後でも表面品質は良好である。
【０１０７】
一方、No.5〜7，No.11，No.16〜18は本発明で規定する何れかの要件が本発明の範囲を外れる例であり、20％ストレッチ後の表面品質が低下している。特に、No.6やNo.16は15％ストレッチ後の表面品質は良好であるが、20％ストレッチ後の表面品質は悪くなり、過酷な成形加工条件下での使用には適さないことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【０１０８】
【図１】Ａｌ合金の集合組織を説明するための模式図である。
【図２】No.1の表面を電子顕微鏡で写真撮影し、画像解析した図面代用写真である。
【図３】No.2の表面を電子顕微鏡で写真撮影し、画像解析した図面代用写真である。
【図４】No.5の表面を電子顕微鏡で写真撮影し、画像解析した図面代用写真である。
【図５】No.6の表面を電子顕微鏡で写真撮影し、画像解析した図面代用写真である。
【図６】本発明における合金表面凹凸粗さ測定方法を示す模式図である。
【図１】
2005146310.tif 000008
【図２】
2005146310.tif 000009
【図３】
2005146310.tif 000010
【図４】
2005146310.tif 000011
【図５】
2005146310.tif 000012
【図６】
2005146310.tif 000013