JP5432632B2 - 成形性に優れたアルミニウム合金板 - Google Patents

Description

本発明は、ストレッチャーストレインマークの発生が少なく、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、焼鈍などの調質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。

近年、地球環境などへの配慮の観点から、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材料の適用が検討されている。

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、プレス成形されるこれら大型ボディパネル用の素材として使用されている。

しかし、特許文献１などに開示される通り、Ａｌ−Ｍｇ系合金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、実際のプレス成形時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、成形品である前記大型ボディパネル、特に外観が重要なアウタパネルにとって大きな問題となる。

前記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応力−歪曲線上のセレーションに起因することが知られている。

従来から、Ａｌ−Ｍｇ系合金におけるＳＳマークを解消する方法が種々提案されている。例えば、通常、Ａｌ−Ｍｇ系合金板の結晶粒度が微細なほど、ＳＳマークは顕著に観察される。そこでＳＳマークの解消のための方法の一つとして、結晶粒をある程度粗大に調整する方法が従来から知られている。この方法は、ＳＳマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。

ただ、このような結晶粒の調整方法では、結晶粒が粗大になり過ぎれば、プレス成形によって表面に肌荒れが発生するなどの別の問題が生じる。このような表面の肌荒れの防止は、ＳＳマークの発生防止と同時に行うことが実際には非常に困難である。また、この結晶粒の調整方法は、致命的には、ＳＳマークのうちでも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には余り有効ではない。

また、ＳＳマークの解消のための従来の方法として、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、前記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若干の加工（予加工）による歪み（予歪み）を与えておくことが知られている。この方法はＳＳマークのうちでも、特に、前記降伏伸びに起因するランダムマークの低減に有効とされている。前記予加工によって、予め多くの変形帯を形成しておけば、Ａｌ−Ｍｇ系合金板のプレス成形の際に、これらの多数の変形帯が降伏の起点として機能する。このため、降伏時における急激かつ不均一な変形が生じなくなる。すなわち、これら急激かつ不均一な変形による降伏伸びが発生しなくなり、ランダムマークも抑制される。

一般にＡｌ−Ｍｇ系合金中では、Ｍｇがコットレル雰囲気を形成して転位を固着しているため、プレス成形の際に降伏を生ぜしめるためには、余分な応力を必要とする。これに対して、プレス成形の際に、一旦ある箇所で降伏が開始されれば、応力の増加を伴わなくても、その箇所から雪崩的に変形が伝播し、その結果、Ａｌ−Ｍｇ系合金板内で不均一な変形が急激に生じることになる。このように応力の増加を伴わずに、変形が急激に進むため、応力−歪曲線上で降伏伸びが現れ、またその急激な変形が不均一であるため、プレス成形時には火炎状等のランダムマークが発生することになる。

ただ、このような予加工を与えることによって降伏伸びの発生を抑制し、ＳＳマーク特にランダムマークの発生を防止する方法でも、応力−歪曲線上のセレーションに起因する、前記パラレルバンドの発生防止には限界がある。即ち、予加工の加工度が高くなりすぎた場合には、この予加工を行なったＡｌ−Ｍｇ系合金板の引張試験を行なえば、応力−歪曲線上で歪ピッチの長い階段状のセレーションが生じやすくなる。このようなセレーションは、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く、前記予加工の加工度には、自ずと制約がある。

また、これに対して、予加工の加工度を小さくしても、ある程度は降伏伸びを抑制することができるが、逆に、安定して確実に、前記ランダムマークの方の発生を防止することができなくなる。特に、元々ランダムマークが発生しやすい結晶粒の微細なＡｌ−Ｍｇ系合金板の場合には、低加工度の予加工を行っても、前記ランダムマークが顕著に発生してしまう。また低加工度の予加工では、板内の場所による元板の厚さのわずかな変動が加工度のばらつきに大きな影響を与えてしまい、ランダムマークの発生を安定かつ確実に防止し得ない一因となる。したがって、予加工を与える方法では、応力−歪曲線上のセレーションに起因する前記パラレルバンドの発生防止と、前記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。

なお、ＳＳマークのうちのパラレルバンドに関して、例えば機械式プレスによる金型成形時など、プレス成形時における歪速度が速い場合には、成形速度に留意すればパラレルバンドの発生が少なくなることが従来から知られている。しかし、成形速度がより小さい油圧プレス機等による成形では、特に、前述のような歪みピッチの大きい階段状セレーションが生じるようなＡｌ−Ｍｇ系合金板材料では、幅の広い明瞭なパラレルバンドの発生を免れ得なかった。

これに対して、前記した特許文献１では、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、前記応力−歪曲線上での階段状の幅の広いセレーションに関連する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処理・焼入れを施し、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。

また、Ａｌ−Ｍｇ系合金板において、板の融解過程における熱的変化を示差熱分析（ＤＳＣ）により測定して得られた固相からの加熱曲線の５０〜１００℃の間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も公知である。例えば、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、Ｍｇが８質量％を超える高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金板において、前記吸熱ピーク高さを５０．０μＷ以上として、プレス成形性を向上させている。これは、前記ＤＳＣの５０〜１００℃の間の吸熱ピーク高さが、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。

特開平７−２２４３６４号公報 特開２００６−２４９４８０号公報

しかし、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より）、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。これに対し、最近の前記大型ボディパネル、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、２では、ＳＳマーク発生の抑制策としては不十分になってきている。

このような課題に鑑み、本発明の目的は、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でき、ＳＳマークを抑制して、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を提供することである。

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：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å（オングストローム）以上、２．０Å以下の範囲内にあることとする。

ここで、前記各々のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。

Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、Ｚｎを含有するとＳＳマークの発生抑制効果があるものの、同じＺｎの含有量の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。このことから、単に、Ｚｎを含むだけではなく、板の組織状態が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。

しかし、ＳＥＭやＴＥＭを用いた組織観察によっても、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板につき、このＳＳマーク性に効果があるとみられる、新規な微細ＭｇＺｎクラスタを知見できなかった。このため、この新規な微細ＭｇＺｎクラスタの規定によって、ＳＳマーク性に効果があるＺｎを含有するＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織を特定することはできなかった。

これを踏まえて、本発明では、このような微細ＭｇＺｎクラスタ自身を測定するのではなく、この微細なＭｇＺｎクラスタがＳＳマーク性に効果があるだけ存在している組織となっていると推測はでき、かつ、実際にも、ＳＳマーク性に優れた組織か否かが判別できる手段（指標）として、公知の電子エネルギー損失分光法で測定される、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＥＥＬＳスペクトルを選択した。言い換えると、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＥＥＬＳスペクトルは、この板の組織と、この板のＳＳマーク性にて代表されるプレス成形性との関係を表す指標となりうる。

ここで、ＥＥＬＳとは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙの略で、電子線エネルギ損失分光法を意味する。同法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルは、後述する通り、Ｍｇ原子の周囲に存在する原子の、Ｍｇ原子からの距離を測定するものであり、ＥＥＬＳスペクトルの解析によって、前記微細なＭｇＺｎクラスタの存在の有無が定性的に確認（推測）できる。

しかも、このＥＥＬＳスペクトルによる解析結果は、ＳＳマーク性の効果の有無と良く相関している。このＥＥＬＳスペクトルの解析によって得られる、特に、前記第一近接ピークの位置は、ＳＳマークの発生状態が互いに異なる前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板によって大きく異なる。即ち、この第一近接ピークの位置の値（Å）が小さくなるほど、ＳＳマークの発生が抑制される。

したがって、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織における、前記ストレッチャーストレインマーク発生を防止するための有効な指標として、前記第一近接ピークの位置の値（Å）を規定する。

これによって、本発明は、限界ひずみ量増大効果を高め、前記応力−歪曲線上のセレーションを抑制し、これに起因する前記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する。

本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数を示す説明図である。 図１の第一近接ピークの位置を拡大して示す説明図である。 Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の動径分布関数（実測）と、典型的なη相（ＭｇＺｎ₂ ）のＭｇＺｎクラスタの動径分布関数（計算）同士を比較した説明図である。 Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の動径分布関数（実測）と、典型的なθ相（Ｍｇ₂ Ｚｎ₁₁）のＭｇＺｎクラスタの動径分布関数（計算）同士を比較した説明図である。 η相（ＭｇＺｎ₂ ）のＭｇＺｎクラスタの原子構造を示す模式図である。 θ相（Ｍｇ₂ Ｚｎ₁₁）のＭｇＺｎクラスタの原子構造を示す模式図である。 本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の１００万倍のＦＥ−ＴＥＭによる組織写真（図面代用写真）である。 比較のための時効析出物を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の３０万倍のＦＥ−ＴＥＭによる組織写真（図面代用写真）である。

以下に、本発明の実施の形態につき、各要件ごとに具体的に説明する。

（組織）
本発明者らは、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板では、Ｚｎを含有するとＳＳマークの発生抑制効果があることを知見していた。しかし、同時に、同じＺｎの含有量の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現象が起こることも知見していた。このことから、単に、Ｚｎを含むだけではなく、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織状態、即ち、Ｚｎを含む場合に発生する、ＭｇＺｎクラスタ（析出物）の存在形態が、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。

このため、本発明者らは、このようなＭｇＺｎ系クラスタの存在状態を確認すべく、ＳＳマークが抑制されてプレス成形性に優れた、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板の組織観察を行った。具体的には、板組織における微細なＭｇＺｎクラスタを測定するのに最も有効な１０万倍のＦＥ−ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて組織観察を行った。この結果を図７、８に示す。

図７に、ＳＳマークが抑制されてプレス成形性に優れた、本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織写真を示す（後述する実施例表２、３の発明例１）。また、比較のために、同じ組成ながら、平均最大長さが１０ｎｍ程度の微細なＭｇＺｎクラスタ（析出物）を時効析出させた、ＳＳマーク性が劣る、比較としてのＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織写真を示す（後述する実施例表２、３の比較例２８）。図７から分かる通り、この組織観察によっても、ＳＳマーク性に優れたＺｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板（以下、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板とも言う）につき、このＳＳマーク性に効果があるとみられる、新規な微細ＭｇＺｎクラスタは知見（観察）できなかった。

そこで、本発明者らは、ＴＥＭやＳＥＭでも観察できないような、言い換えると、殆ど固溶状態と大差が無いくらいの、新規な超微細ＭｇＺｎクラスタの存在が、ＳＳマーク性に影響しているのではないかと考えた。Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板組織に、仮に、このような新規な超微細ＭｇＺｎクラスタが板組織中に存在すれば、前記プレス成形による変形の際の転位の移動を妨げ、ＳＳマーク発生の抑制効果があるのではないかと推測されるからである。

本発明者らは、この点を確認すべく、ストレッチャーストレインマークの発生状態が互いに異なる前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織同士のＥＥＬＳスペクトルを、電子エネルギー損失分光法で測定した。ここで、ＥＥＬＳとは、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ
Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙの略で、電子線エネルギ損失分光を意味する。

この電子エネルギー損失分光法は、電界放射型ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で用いられる析出物の観察（分析）手法であって、日本鉄鋼協会編、材料の組織と特性部会、析出物メタラジー研究会「鉄鋼の析出制御メタラジー最前線」セミナーテキストの「３．４分光電子顕微鏡を用いた析出物の観察」などにも紹介されている。また、摺動部材のダイヤモンドライクカーボン膜の規定や特性評価として特開２００８−２９７４７７号公報で公知、耐炎化炭素繊維材料の規定や特性評価として特開２００４−３０４３号公報で公知である。

ＥＥＬＳスペクトル：
本発明の規定するＡｌ−Ｍｇ系合金板の、電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数を図１、２に示す。

この図１、２の原子の頻度の動径分布関数は、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる。この際、この振動関数を得るに際しては、当然ながら、発生するノイズ分をカットして得ている。図２は、図１における横軸の動径分布（Ｒａｄｉａｌ ｄｉｓｉｔａｎｎｃｅ：単位オングストローム「Å」）の第一近接ピーク位置近傍、１．４〜２．６の領域の部分拡大図である。

ＥＥＬＳスペクトルを解析するとは、より具体的には、このＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における近接ピークの位置（動径分布位置：Ｒａｄｉａｌ ｄｉｓｔａｎｃｅ）を基準として解析、比較する。以下、この動径分布関数を、電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数と、簡略化しても言う。

この近接ピークの位置が、Ｍｇ原子の周囲に存在する原子の、Ｍｇ原子からの距離を表している。そして、前記近接ピークの内、最初に出る第一近接ピークがＭｇ原子から一番近い原子の近接ピークであり、この次に出る第二近接ピークがＭｇ原子から二番目に近い原子の近接ピークであるという具合に、Ｍｇ原子の周囲に存在する原子の、Ｍｇ原子からの距離に応じて、近接ピークが生じていく。

図１、２において、太い実線で示される曲線が、本発明の超微細なＭｇＺｎクラスタを時効析出させた、Ｚｎを含むＡｌ−６Ｍｇ−３Ｚｎ合金板である（後述する実施例表２、３の発明例１）。また、太い点線で示される曲線が、比較のための、同じ組成のＡｌ−６Ｍｇ−３Ｚｎ合金板ではあるが、前記本発明の超微細なＭｇＺｎクラスタを時効析出させておらず、高温で時効析出させたη相などの比較的粗大なＭｇＺｎクラスタを含む板である（後述する実施例表２、３の比較例２７）。更に、細い実線で示される曲線が、比較のための、Ｚｎを含まず、本発明の超微細なＭｇＺｎクラスタを析出させていないＡｌ−６Ｍｇ合金板である（後述する実施例表２、３の比較例１５）。

図１の通り、発明例、比較例ともに、縦軸の原子の頻度（Ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ）は，横軸の動径分布２Åの近辺において、Ｍｇの原子から一番近い原子の頻度のピークである第一のピーク＝第一近接ピークを、共通して有する。この原子の頻度のピークが前記クラスタなどの複数の原子からなる微細な集団（あるいは構造体）の存在を示している。したがって、発明例、比較例ともに、同じような組成のクラスタなどの複数の原子からなる集団を有すると言える。

一方、この図１における横軸の動径分布１．４〜２．６Åの領域を部分的に拡大した図２では、発明例と比較例とで、前記第一近接ピークの位置が大きく互いにずれていることが分かる。即ち、図２において、発明例１の前記第一近接ピークの位置は１．８Å以上、２．０Å以下の範囲内である１．９Å近傍にある。これに対して、各比較例における、前記第一近接ピークの位置は、この範囲から高めに外れた２．１Å近傍にある。即ち、発明例１の前記第一近接ピークの位置は、各比較例における、前記第一近接ピークの位置よりも大きく図の左側にシフトしていることが分かる。

この前記第一近接ピーク位置の横軸の動径分布の値が小さいほど、前記第一近接ピークで示される複数の原子からなる集団の大きさ（径、長さ）が小さいことを示している。したがって、発明例、比較例ともに、同じような組成のクラスタ（複数の原子からなる集団）を有するものの、発明例１の前記第一近接ピークで示されるクラスタの大きさは、比較例よりもかなり小さいということができる。

ＭｇＺｎクラスタ：
前記した通り、前記ＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルは、Ｍｇ原子の周囲に存在する原子の、Ｍｇ原子からの距離を測定するものである。したがって、前記した新規な超微細ＭｇＺｎクラスタを時効析出させた、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ系合金板のＥＥＬＳスペクトルを、このＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板での既知の典型的なＭｇＺｎクラスタのＥＥＬＳスペクトルと比較することによって、前記超微細なＭｇＺｎクラスタがどのような形態なのか、少なくとも定性的には確認（推測）できる。

ここで、Ｚｎを含むＡｌ−Ｍｇ合金板で存在する既知の典型的なＭｇＺｎクラスタは、図５に模式的に示すη相や、図６に模式的に示すθ相である。そこで、これらη相やθ相のＭｇＺｎクラスタの前記電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数を、図１、２のような実測ではなく、計算により求めた。そして、前記発明例１の実測した動径分布関数と比較した。この結果を図３、４に示す。

これら図３、４において、点線が各々η相やθ相のＭｇＺｎクラスタの前記電子エネルギー損失分光法で計測される動径分布関数の計算結果である。そして、太い実線で示される曲線が、発明例１（前記超微細なＭｇＺｎクラスタを時効析出させたＺｎを含むＡｌ−６Ｍｇ−３Ｚｎ合金板）である。また、太い点線で示される曲線が、図３では１η相のＭｇＺｎクラスタ、図４ではθ相のＭｇＺｎクラスタである。また、細い実線で示される曲線が、図１、２同様、比較例３の、Ｚｎを含まず、大きさによらず、ＭｇＺｎクラスタを全く時効析出させていない、Ａｌ−６Ｍｇ合金板である。

先ず、発明例１のＥＥＬＳスペクトルは、図３の通り、点線で示すη相のＭｇＺｎクラスタと近接ピーク位置が似てはいるものの、波形が異なっており、同じものでは無いことが分かる。通常、Ａｌ−Ｍｇ合金板で存在する大きさが２０ｎｍ程度以上の比較的大きな時効析出物は、η相のＭｇＺｎクラスタ構造をしていることが公知であるので、発明例１は、このη相のＭｇＺｎクラスタよりも小さいクラスタであることが分かる。

次ぎに、発明例１のＥＥＬＳスペクトルは、図４の通り、前記図３のη相よりも、点線で示すθ相のＭｇＺｎクラスタと近接ピーク位置や波形が似てはいる。しかし、これらは微妙に異なっており、同じものでは無いことが分かる。したがって、発明例１のＥＥＬＳスペクトルは、前記η相やθ相のＭｇＺｎクラスタと近接ピーク位置や波形が似ており、ＭｇＺｎクラスタであることに間違いは無いものの、これらとは別のＭｇＺｎクラスタであることが分かる。

ＳＳマーク：
本発明者らは、このような解析の結果、特に、前記第一近接ピークの位置が、ＳＳマークの発生状態が互いに異なる前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板によって大きく異なることを知見した。

即ち、この第一近接ピークの位置の値（Å）が小さくなるほど、ＳＳマークの発生が抑制される。即ち、この第一近接ピークの位置は、Ｍｇ原子からの距離が近い、前記新規な超微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を示し、このようなＭｇＺｎクラスタが前記成形による変形の際の転位の移動を妨げているものと推測可能である。

ただ、これらのＭｇＺｎクラスタは、前記した通り、今のところ、組織観察によって微細なＭｇＺｎクラスタを測定するのに有効な、ＳＥＭやＴＥＭなどでは、その存在を確認できていない。このため、ＭｇＺｎクラスタによる前記成形の変形の際の転位の移動を妨げ、ＳＳマークの発生に効果があるというのは、今のところ仮説や推測に過ぎない。

しかし、ＳＳマーク性が良い、前記本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板と、この板に通常存在するη相やθ相などの典型的なＭｇＺｎクラスタとの比較の通り、これらの典型的なＭｇＺｎクラスタと同じではないものの、前記本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板には、ＭｇＺｎクラスタ自体の存在自体は確認される。したがって、ＳＳマークの発生に効果がある、このＭｇＺｎクラスタは、謂わば固溶状態に限りなく近く、固溶しているものも当然あるものの、超微細に析出しているものと推測される。

これは、η相（ＭｇＺｎ₂ ）やθ相（Ｍｇ₂ Ｚｎ₁₁）などの典型的なＭｇＺｎクラスタの量によっては、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＳＳマークの発生状態が改善されないことからも裏付けられる。言い換えると、これらの典型的なＭｇＺｎクラスタにはＳＳマークの改善効果が無く、ＳＳマークの発生状態には大きく影響しない。

以上の通り、前記ＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルの近接ピークは、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＳＳマークの発生状態の区分けや判別に有効である。また、この近接ピークの状態は、ＳＳマークの発生状態に影響がある、新規な超微細ＭｇＺｎクラスタの存在状態を示しているものと推考される。ただ、このような超微細なＭｇＺｎクラスタの存在自体を定量的に把握、あるいは判別することが現時点ではできないため、この超微細ＭｇＺｎクラスタを、直接ＳＳマークの発生状態の区分けや指標には適用できない。

したがって、本発明では、前記Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板のＳＳマークの発生状態の区分けや指標に、前記ＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルの近接ピークを用いて、ＳＳマークの発生状態が改善されないＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板と、改善されたＡｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板とを区分けする。

第一近接ピークの位置の値：
より具体的に、本発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板における、この板組織における超微細ＭｇＺｎクラスタの存在と、この板のプレス成形性とを示す有効な指標として、前記第一近接ピークの位置の値（Å）を規定する。即ち、本発明では、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å（オングストローム）以上、２．０Å以下の範囲内にあることとする。

前記第一近接ピークの位置の値（Å）がこの範囲のものは、この範囲を外れたものに比して、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金板のセレーション発生の臨界歪み量（限界歪み量：引張試験における応力−歪曲線上の限界歪み量）が著しく高くなる。これによって、前記応力−歪曲線上のセレーションが抑制され、これに起因する前記パラレルバンドを抑制して、ＳＳマークの発生を抑制する。

このように、前記第一近接ピークの位置の値（Å）が１．８Å〜２．０Åの範囲内のものは、前記した通り、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系合金板の組織に、前記した新奇な超微細ＭｇＺｎクラスタ（ＭｇとＺｎとのクラスタ：超微細金属間化合物）が存在するものと推測される。また、このような超微細ＭｇＺｎクラスタによる、プレス成形などの成形による変形の際の転位の移動を妨げる効果も、最大となると推測される。

これに対して、前記第一近接ピークの位置が２．０Åを越えると、本発明の前記超微細ＭｇＺｎクラスタがη相化して、プレス成形などの成形による変形の際の転位の移動を妨げる効果が小さくなる。このため、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制できなくなる。また、ＦＥ−ＴＥＭ内での測定時の電子ビーム径が、前記超微細ＭｇＺｎクラスタのサイズよりも大きいため、この第一近接ピーク位置は、アルミニウムマトリックスと前記超微細ＭｇＺｎクラスタの両方の情報が合わさった形で測定、解析されている。このため、第一近接ピーク位置は電子ビームが透過したエリア中のアルミマトリックスの体積分率と、前記超微細ＭｇＺｎクラスタの体積分率の比によってその位置が決まる。従って、本発明の前記超微細ＭｇＺｎクラスタの体積分率が増大することで、前記第一近接ピークの位置が低下し、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制する効果が増大していく。ここで、前記第一近接ピーク位置の下限は、理論上は、この超微細ＭｇＺｎクラスタが体積分率で１００％になるまで低下する。しかしながら、現状では、この超微細ＭｇＺｎクラスタの体積分率が１００％の状態を得ることは、工業的には不可能であり、また構造も確定できていない。このため、理論的な構造から、計算上の下限を得ることは、現状では困難である。従って、実際のＳＳマーク発生抑制効果が得られ、しかも工業的な範囲での実現可能な下限として、１．８Åを設定する。

なお、本発明では、降伏伸びの発生抑制によるランダムマークの発生防止は、従来通り、前記予歪み（予加工）を与えることによって行う。これらによって、本発明では、前記歪量の比較的低い部位で発生するランダムマークと、前記歪量の比較的高い部位で発生するパラレルバンドとの、両方のストレッチャーストレインマーク（ＳＳマーク）の発生を十分に抑制する。

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、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、前記応力−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を大きく向上できる。

（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。

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：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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。

また、このＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。

Ｍｇ：０．５〜７．０質量％
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。また、前記超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、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。Ｍｇの含有量が０．５％未満では、Ｍｇ含有のこれら効果発揮が不十分となる。また、前記超微細ＭｇＺｎクラスタも不足して、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が２．０Å以下の範囲内にはならなくなる。

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１．５〜７．０質量％、好ましくは２．５〜６．５質量％の範囲とする。

Ｚｎ：１．０〜４．０質量％
Ｚｎは、前記新規な超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、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。Ｚｎが１．０質量％未満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、前記超微細ＭｇＺｎクラスタも不足して、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が２．０Å以下の範囲内にはならなくなる。

一方、Ｚｎの含有量が４．０質量％を越えれば、耐食性が低下してしまうから、Ｚｎの含有量は４．０質量％以下で、前記１．０〜４．０質量％の範囲内が望ましい。更に好ましくは２．０〜３．５質量％の範囲内である。

Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板において、通常、Ｚｎは、Ｃｕとともに、析出強化によって強度を向上させる有効な元素と認識されている。また、前記特許文献１では、ＺｎがＳＳマークの抑制にも有効な元素と認識されている。しかし、本発明のように、後述する製造条件との組み合わせによって、前記超微細ＭｇＺｎクラスタを形成して、プレス成形の際のＳＳマークの発生を抑制する点については公知では無い。

その他の元素：
本発明では、その他の元素として、更に、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕの内から選ばれる一種また二種以上を含有することを許容する。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。

また、これら元素には、少量だけ含有された場合には、結晶粒の微細化効果もある。Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板のプレス成形時の肌荒れは、板の平均結晶粒径が５０μｍを超えるなど、結晶粒径が大きい場合に発生しやすく、板の結晶粒径は小さいほど好ましい。また、これらの元素は、同じく少量の含有で、成形性限界を向上させる効果もある。

ただ、一方で、これらの元素の含有量が多くなると、やはり、これら元素の弊害として、これらの元素に起因する粗大な晶出物や析出物が多くなり、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。さらに、結晶粒径も微細になりすぎ、２５μｍ未満になるとＳＳマークも出やすくなる。したがって、これらの元素を含有する場合には、各々、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下の範囲とする。

（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。

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。

これらの前記組成からなるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金板（製品板）に、溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）を施し、その後スキンパスなどの冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した上で、この板に５０〜１００℃の低温での付加焼鈍あるいは時効処理を行う。より具体的には、４５０〜５７０℃の範囲内の温度に加熱して、保持せずに又は１８０秒以下の保持後に、１００℃の温度までを５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷する溶体化処理・焼入れを施し、更に、この溶体化処理・焼入れ後の前記１００℃までの急冷後、１時間以内に、更に冷間加工を行なってこの板に予歪みを付与した後、４０〜９０℃の温度で焼鈍する時効処理を行う。ここで、セレーション発生の臨界ひずみ向上のための、微細なMgZnクラスタの形成を促進するために、前記スキンパスなどの冷間加工の後に、前記付加焼鈍をするまで、室温で保持する室温時効が後述する通り短時間ではあるが必要である。

そして、この板組織（前記新規な微細ＭｇＺｎクラスタの存在）とこの板のプレス成形性とを示す指標として、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置を１．８Å（オングストローム）以上、２．０Å以下の範囲内にする。

溶体化処理（最終焼鈍）：
本発明の板とするためには、前記した常法に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、最終焼鈍として、急速加熱や急速冷却を伴なう溶体化・焼入れ処理を行なう。これによって、このような溶体化・焼入れ処理を行なった材料、いわゆるＴ４処理材は、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、また焼入れ時に導入される空孔の作用によりＳＳマークの発生もより少なくなる。

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り、また溶体化処理温度での保持は、０秒（保持しない）か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充分となって強度・延性等が低下し、さらに前記新規な超微細ＭｇＺｎクラスタの形成が不十分となりＳＳマークを抑制する効果が小さくなる。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長くなれば、結晶粒の過度の粗大化の問題が生じる。

焼入れ処理：
さらに溶体化処理後の焼入れ処理時の冷却速度は、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、室温まで急速冷却する必要がある。冷却速度が１５℃／秒未満では、ＳＳマークの発生を抑制する効果が小さくなり、この後に予加工および焼鈍を加えてもＳＳマークが発生する恐れがある。

このような溶体化処理・焼入れは、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）や炉を用いて連続的に行なっても良いし、あるいは加熱にソルトバス等を、冷却に水焼入れ、油焼入れ、強制空冷等を用いてバッチ式で行なっても良い。ここで最も好適なＣＡＬを用いた溶体化処理・焼入れを実施した場合、室温〜溶体化処理温度までの一般的な加熱および冷却の速度はともに５〜１００℃／秒程度である。

予歪：
本発明の板とするためには、これら溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）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。このような予加工は、前記最終焼鈍後の室温までの急冷後、１時間以内に行なう。予加工までの時間が１時間を超えた場合、前記焼入れ時に導入される原子レベルでの微細空孔が無くなるか少なくなり、予歪みを与えて低温で焼鈍しても、この板組織に前記超微細なＭｇＺｎクラスタを存在させられないか、その量が不足する可能性が高いと推考される。予加工までの時間が１時間を超えた場合には、実際問題として、電子エネルギー損失分光法で計測される前記第一近接ピーク位置が前記した範囲から外れ、ＳＳマークの発生も抑制されにくくなるからである。

予加工の種類は問わず、通常の予加工の手段である、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。

ここで、板に予歪みを与える予加工の加工率（予歪の付与量）は、その後の低温での付加焼鈍で、前記超微細なＭｇＺｎクラスタを析出させ、前記規定する動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å以上、２．０Å以下の範囲内になるように加える。この最適な加工率は、ＺｎやＭｇ量などの組成や、予加工までの調質条件によって異なり、かつ重大には、その後の付加焼鈍温度が、通常のより高温での時効析出温度（１５０〜２００℃程度）に比して、著しく低温であるために、一概には言えず、試行錯誤するしかない。

ただ、この加工率が高すぎると、板の耐力値が高くなりすぎて却って成形性が低下する。また、加工率が低すぎると、その後の付加焼鈍が低温なので、前記超微細なＭｇＺｎクラスタの析出量が減って、前記規定する動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å以上、２．０Å以下の範囲から外れる。

付加焼鈍：
本発明では、この予加工の後に、４０〜９０℃の比較的低温で焼鈍する時効処理（付加焼鈍）を行う。この付加焼鈍は前記した通り、通常のより高温での時効析出温度に比して、著しく低温である。このような、特殊な付加焼鈍と前記予加工との組み合わせによって、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが新たにか、更に生成存在して、前記した電子エネルギー損失分光法で計測される前記第一近接ピーク位置が前記適正範囲内となり、ＳＳマークを抑制できる、本発明の板とすることができる。なお、前記した通り、セレーション発生の臨界ひずみ向上のためには、微細なMgZnクラスタの形成が必要である。このため、本付加焼鈍を行う前に、前記溶体化および焼入れ処理と前記予歪みを付与するスキンパスの後に、前記した比較的短時間の室温保持（室温時効）が必要である。この室温時効（保持）時間としては、数時間〜数日（5日程度）もあれば十分で、これ以上長くする必要は全くない。この室温時効時間とは、前記予加工終了（完了）後、人工時効処理（付加焼鈍）の加熱開始までの時間（経過あるいは所要時間）である。

前記付加焼鈍温度が低い方が溶体化焼入れ後の過飽和固溶度が大きくなるため、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが安定的に形成されるが、一方で拡散速度が遅くなるため、４０℃未満と低すぎると、前記超微細なＭｇＺｎクラスタの形成に多大な時間がかかりすぎ、付加焼鈍（時効）処理の前記効果が小さく、工業的な条件としては不十分である。一方、この付加焼鈍温度が高すぎると、前記超微細なＭｇＺｎクラスタが分解し、さらに前記η相などの粗大なＭｇＺｎ系析出物が生成する。また、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く。

この付加焼鈍（時効）処理時間は、好ましくは、前記温度範囲に３０分〜２４０分程度加熱、保持して行う。３０分未満では付加焼鈍（時効）処理の前記効果がない。一方、２４０分を越えても効果は変わらず、あまり長時間過ぎても意味がない。
なお、従来技術においては、前記溶体化処理・焼入れ（最終焼鈍）にて一連の製造工程が終了となるか、あるいは前記特許文献１のように、溶体化処理・焼入れ後に３〜５％の冷間加工を行って、その後に３００〜４００℃程度の最終焼鈍を行って工程が終了となるが、このような従来技術の工程では、セレーション発生の臨界ひずみ向上は不十分となる。

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。

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。この結果を表３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。

熱延板や冷延板の製造方法は、各例とも共通して行った。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、表２に示すように、必要に応じて適宜硝石炉にて中間焼鈍を行いながら（中間焼鈍条件の記載が無い例は中間焼鈍せずに）、さらに冷間圧延して１．０ｍｍ厚の冷延板とした。

これら冷延板を、表２に表１の合金番号とともに示す通り、各々異なる条件で、溶体化・焼入れ処理、次いで、予歪みを与える冷間加工としてのスキンパス、その後の付加焼鈍、の調質処理を各々選択的に行った。これら調質処理後の板から試験片（１ｍｍ厚み）を切り出し、この試験片（調質後の板）の組織、機械的な特性を各々測定、評価した。これらの結果を表３に各々示す。ここで、表２と表３との略号は同じで、互いに略号が同じものは同じ例を示す。

（ＥＥＬＳスペクトル分析）
前記板の組織調査として、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、薄膜法にてＴＥＭ観察用試験片を作製し、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置の平均値を求めた。これらの結果を代表して、発明例１、比較例１５（Ｚｎを含まずＭｇＺｎクラスタが無い）、比較例２７（時効析出させたη相などの比較的粗大なＭｇＺｎクラスタを含む）の前記動径分布関数の例を前記図１、２に各々示す。

このＥＥＬＳスペクトル分析は、各例とも共通して、下記の条件で行なった。試験装置として、日立製作所製：ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用い、加速電圧２００ｋＶにて、Ｇａｔａｎ社製、Ｍｏｄｅｌ６７８エネルギーフィルターを用い、Ａｐｅｒｔｕｒｅ（レンズ有効口径）を２ｍｍ、Ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ（分光条件）を０．５ｅＶ／ｐｉｘｅｌ、測定時間を４ｓｅｃ、積算回数を２０回とした。測定対象元素（原子）はＭｇとした。

（組織）
前記η相などの比較的粗大なＭｇＺｎクラスタの有無を確認するために、前記板の組織調査として、前記試験片を前記ＥＥＬＳスペクトル分析に用いたＦＥ−ＴＥＭにより、倍率３０万倍にて組織観察し、観察されるＭｇＺｎクラスタの平均最大長さを求めた。また、これらの内、代表して、前記図７に表２、３の発明例１、また、比較のために、前記図８に表２、３の比較例２８の組織写真を各々示す。この同じ図８は、発明例１と同じ組成ながら、平均最大長さが２０ｎｍ程度の微細なＭｇＺｎクラスタ（析出物）を時効析出させた、ＳＳマーク性が劣る例である。

（機械的特性）
前記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）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）を各々測定した。これらの結果を表３に示す。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。また、クロスヘッド速度は２ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

（ＳＳマーク発生評価）
同時に、前記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：％）と、応力（臨界応力量：Ｎ／ｍｍ² ）とを調べた。その結果を表３に示す。

表１、２の通り、各発明例（但し、表2の発明例１９は欠番である）は、本発明の組成規定を満足し、前記好ましい製造条件で製造されている。この結果、表３の通り、各発明例は、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å（オングストローム）以上、２．０Å以下の範囲内にある。また、一方で、各発明例は、表３の通り、前記η相などの比較的粗大なＭｇＺｎクラスタが存在しない。

これによって、表３の通り、各発明例１〜２１（但し表3の発明例１９は欠番である）は、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１０．０％、あるいは１５．０％以上である。しかも、これらの優れたＳＳマーク特性を、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しに達成できている。

一方、比較例２２〜２７は、発明例１と同じ表１の合金番号１を用いながら、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２２はスキンパスを行っておらず予歪みを与えていない。比較例２３は溶体化処理温度が低すぎる。比較例２４は溶体化処理後の焼き入れ時の冷却速度が低すぎる。比較例２５は付加焼鈍していない。比較例２６は室温までの焼き入れ処理完了後、スキンパス開始までの所要時間が長すぎる。比較例２７は付加焼鈍温度が高すぎ、前記図８の通り、比較的粗大な時効析出物が生成している。

一方、比較例２８〜３１は、調質条件が好ましい範囲であるが、表１の合金組成が発明範囲を外れている。比較例２８はＺｎを含有していない（表１の合金１５）。比較例２９はＺｎを含有しているものの、含有量が少なすぎる（表１の合金１６）。比較例３０はＺｎの含有量が多すぎる（表１の合金１７）。比較例３１はＭｇの含有量が多すぎる（表１の合金１８）。

この結果、表３の通り、各比較例は、前記第一近接ピークの位置が上限範囲から外れる。また、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、比較的粗大な時効析出物が生成した例（比較例２３、２４、２７）もある。このため、各比較例は、前記粗大な時効析出物が生成した例を除き、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、ＳＳマーク特性は、発明例に比して著しく低い。

以上の実施例から、本発明各要件あるいは好ましい条件のＳＳマーク特性に対する臨界的な意義が裏付けられる。

以上説明したように、本発明によれば、ストレッチャーストレインマーク（ＳＳマーク）の発生が少なく、成形性に優れたＺｎを含む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。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．５〜７．０％、Ｚｎ：１．０〜４．０％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、この板の組織とプレス成形性との関係を表す指標として、電子エネルギー損失分光法で計測されるＭｇのＫ損失端のＥＥＬＳスペクトルを解析して得られた振動関数を、更にＦｏｕｒｉｅｒ変換して得られる、原子の頻度の動径分布関数における第一近接ピークの位置が１．８Å（オングストローム）以上、２．０Å以下の範囲内に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。
2. 前記アルミニウム合金板が、更に、Ｆｅ：０.４質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０.３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、の内から選ばれる一種また二種以上を含有する請求項１に記載の成形性に優れたアルミニウム合金板。

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