JP6857535B2 - 成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用ボディーパネル等に用いられる、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度の３０００系アルミニウム合金板及びその製造方法に関するものである。

自動車用ボディーシートとして、アルミニウム合金板を適用するためには、プレス金型によって所望の形状に成形する必要があり、集合組織を制御した、いわゆるプレス成形性に優れた５０００系アルミニウム合金板が開発されてきた。５０００系アルミニウム合金板は、マトリックスにＭｇが固溶することで強度が高く、さらに集合組織を制御することでプレス成形性にも優れているため、従来から自動車用ボディーシート材料として使用されてきた。

例えば、特許文献１では、Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、２ｗｔ％≦Ｍｇ≦６ｗｔ％のＭｇを含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、及びＣｕの内から選ばれる１種以上を総和で０．０３ｗｔ％以上（Ｃｕが選択される場合はＣｕとして０．２ｗｔ％以上）含有し、且つ個々の元素の含有率の上限がＦｅ≦０．２ｗｔ％、Ｍｎ≦０．６ｗｔ％、Ｃｒ≦０．３ｗｔ％、Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物である組成であり、ＣＵＢＥ方位の体積分率とＳ方位の体積分率の比（Ｓ／Ｃｕｂｅ）が１以上、ＧＯＳＳ方位が５％以下の集合組織を有し、且つ結晶粒径が２０〜１００μｍの範囲にあることを特徴とする深絞り成形性に優れるＡｌ−Ｍｇ系合金板が記載されている。特許文献１では、限界絞り比（ＬＤＲ）と集合組織との関係について詳細に研究されており、上記のような集合組織を有するアルミニウム合金板は、深絞り成形性の指標とされる限界絞り比（ＬＤＲ）の大きいことが示されている。

さらに自動車用ボディーシートは、プレス成形後に焼き付け塗装されるため、いわゆる焼付け塗装性に優れたものが要求されている。このため、引張り強度、耐力を制御した、成形加工性、塗装焼付硬化性に優れた６０００系アルミニウム合金板も開発されてきた。

例えば、特許文献２には、重量％で、Ｍｇ：０．４〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜１．２％、Ｃｕ：０．２５〜１．０％を含有し、かつ１．２％≦Ｍｇ＋Ｓｉ≦１．８％なる関係式を満足し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、（ＴＳ−ＹＳ）の値が１３０ＭＰａ以上であるアルミニウム合金板に、めっき層中の不純物としてＰｂが１５０ｐｐｍ以下、Ａｓが１００ｐｐｍ以下、Ｓｎが１００ｐｐｍ以下、Ｃｄが１０００ｐｐｍ以下、Ｔｌが１００ｐｐｍ以下およびＣｕが５００ｐｐｍ以下の亜鉛系めっきを施したアルミニウム合金板が記載されている。ここで、ＴＳは引張強さ、ＹＳは０．２％耐力（単位：ＭＰａ）である。
これによると、成形加工性、塗装焼付硬化性、化成処理性および耐食性に優れたアルミニウム合金板が得られるとされている。

ところで、自動車用ボディーシートは、アウターパネルとインナーパネルとをカシメて一体化させるため、ヘム曲げ加工を施す必要がある。しかしながら、６０００系アルミニウム合金板は５０００系アルミニウム合金板に比べ、いわゆる曲げ加工性などが劣るため、曲げ加工後の微小割れや肌荒れを防止することが必要となっている。さらに薄肉高強度化が要求される中で、プレス成形性を向上させるとともに、焼付け塗装後の耐力を高く維持する必要も生じている。特に高温成形加工では、マトリックス中に固溶する遷移元素のため、動的回復が阻害されて高温での局部伸びが低下するケースも多く見られ、遷移元素の固溶量、金属組織の第二相粒子の個数密度を適切に制御することも課題となっている。

特許文献３には、Ｍｎ：０．８〜２．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｍｎ固溶量が１．０質量％以下、かつ、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量が２．０以下であるアルミニウム合金板において、粒子径が０．５〜５．０μｍのＭｎ系化合物の個数密度が１０００個／ｍｍ^２以上１０５００個／ｍｍ^２以下、かつ、平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金板が記載されている。
これによると、アルミニウム合金板のＭｎ固溶量、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量、Ｍｎ系化合物の個数密度、平均結晶粒径を適切に制御することにより、高温成形性がより一層向上するとされている。

特許文献４には、Ｆｅを１．０〜２．０質量％、さらにＭｎを２．０質量％以下含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、当該不可避不純物としてのＴｉが０．０１質量%以下に制限された成分組成を有するとともに、平均結晶粒径が２０μｍ以下、{１１０}方位結晶の面積率が２５％以上に調整された組織を有す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が記載されている。
これによると、電磁撹拌しながらＤＣ鋳造することで、３５％以上の伸び、０．８５以上の平均ｒ値、３３ｍｍ以上の球頭張出高さ、および２．１７以上の限界絞り比の全てを達成できるとされている。

特許文献５には、Ｍｎ：１．０〜１．６質量％、Ｆｅ：０．１〜０．８質量％、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１０質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の面積率が１．５〜３．５％であり、平均結晶粒径が２０〜５０μｍ、板面に平行な｛１００｝方位結晶の面積率と板面に平行な｛１２３｝＜６３４＞方位結晶の面積率との比であるＡＲ_{｛１００｝}／ＡＲ_{｛１２３｝＜６３４＞}比が４．８以上である再結晶集合組織を呈するとともに、引張強度１５５ＭＰａ以上、０.２％耐力１００ＭＰａ以下、伸び２６％以上である曲げ加工性および形状凍結性に優れたアルミニウム合金板が記載されている。
これによると、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、圧延集合組織を焼鈍して得られた再結晶集合組織を調整し、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供できるとされている。

特許第４３３９８６９号公報 特開平１０−２３７５７６号公報 特許第５３７９８８３号公報 特開２０１０−１２１１６４号公報 国際公開第２０１５／１５５９１１号公報

確かに５０００系、６０００系のアルミニウム合金板は、成形性に優れており、自動車用ボディーシートとしての特性を備えている。しかしながら、Ｍｇを必須元素として含むアルミニウム合金板では、表面に生成される酸化皮膜が比較的厚く、プレス成形前に酸洗い等の表面処理が必要とされる場合がある。さらに、５０００系のアルミニウム合金板では、プレス成形時にストレッチャ・ストレインマークや、リジングなどの表面模様が発生する場合がある。また、６０００系のアルミニウム合金板は、最終板製造後の自然時効によって、その機械的特性が経時変化することが懸念される。

また、特許文献３には、Ｍｎ固溶量、Ｍｎ固溶量／Ｍｎ析出量、Ｍｎ系化合物の個数密度、平均結晶粒径を適切に制御した高温成形性に優れたＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金板が記載されているが、高温成形後の成形品の機械的特性について述べられていない。

また、特許文献４には、必須元素としてＭｇを含有しない３０００系、８０００系のアルミニウム合金板が記載されているが、得られた鋳塊の両面を面削した後、均質化熱処理、圧延加工、最終焼鈍する必要があり、工程数が多くコスト高となっていた。さらに、電磁撹拌しながらＤＣ鋳造することで、優れた成形性を有するアルミニウム合金板を得ることができるが、成形加工後の強度不足が懸念される。

さらに、引用文献５には、工程数の少ない連続鋳造法によって製造され、成形性、特に曲げ加工性および形状凍結性に優れた３０００系の自動車用アルミニウム合金板が記載されているが、プレス成形後の成形品の機械的特性について述べられていない。

以上のことから、自動車用ボディーシートとして使用する場合には、優れた成形性、特に曲げ加工性を備えることは当然のこととして、さらなる薄肉化が要求されることもあり、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性を高める必要もある。したがって、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度の３０００系アルミニウム合金板の開発が望まれている。

このような課題を解決するために案出されたものであり、自動車用ボディーシートに適用可能な高強度を有しており、冷延焼鈍材の０．２％耐力について１００ＭＰａを超えるように調整し、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた３０００系アルミニウム合金板を提供することを目的とするものである。

本発明の高強度アルミニウム合金板は、その目的を達成するために、Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であり、伸びが２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上であることを特徴とする。強度を高めるために、さらに、Ｃｕ：０．８０質量％未満含有するものであってもよい。

また、本発明の高強度アルミニウム合金板は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０^３〜１６．０×１０^３個/ｍｍ^２であり、平均結晶粒径が３０〜５０μｍの金属組織であることが好ましい。

本発明の高強度アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施して、さらにテンションレベラーによる歪矯正を施すことを特徴とする。
前記最終焼鈍として、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する連続焼鈍を施すことが望ましい。

本発明の高強度アルミニウム合金板は、自動車車体用パネルに好適に使用される。

本発明の高強度アルミニウム合金板は、高い強度を有するとともに伸び値も高い。しかも、耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であるため、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つ、ΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上である。その結果、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性に優れている。
したがって、本発明により、自動車用ボディーパネル等に適用可能な成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板が廉価で提供される。
また、本発明の高強度アルミニウム合金板の製造方法によれば、上記のような本発明の高強度アルミニウム合金板を製造することができる。

プレス成型品の一例を示す図である。

従来の３０００系アルミニウム合金板は、高強度であっても、特に曲げ加工では、微小割れや外観肌荒れなどの不良が発生するケースも多く見られる。しかも、３０００系アルミニウム合金板は、その成分組成あるいは製造工程にもよるが耐力が低い場合もあり、焼付け塗装後に耐力が低くなりすぎるという、いわゆる耐デント性の問題もある。したがって、用いる材料として、高強度で、伸びが高く、耐力も比較的高く、導電率（固溶量）を適切に制御したものが求められる。

前述のように、アルミニウム合金板の成形性、特に曲げ加工性を制御するために、例えば、製造工程に工夫を凝らして、再結晶集合組織を制御する方法もある。いずれにしても、自動車用ボディーシートに使用する３０００系アルミニウム合金板において、成形性、曲げ加工性および耐デント性を向上させるためには、最終板における導電率（固溶量）を適切な範囲に制御しておくことが必要である。

また一方、曲げ加工性の評価方法として、従来は曲げ試験において試験片の曲げ部の外観を評価見本と照合し、例えば、５段階で評価することが一般的に普及している。しかしながら、この場合の評価は、見本と照合するという手法を採用しているものの、曲げ部の外観については目視に頼らざるを得ない。したがって、曲げ加工における微小割れや外観肌荒れなどの不良発生率を低減するためには、曲げ試験による曲げ加工性評価を定量的に評価しておくことが重要になる。本発明者等は、曲げ加工性評価として割れ深さ（μｍ）を採用した。

本発明者等は、特許文献５に提示されたアルミニウム合金板について鋭意検討する中で、テンションレベラーによって焼鈍板を歪矯正することで耐力が向上し、さらにその歪矯正済みの板をプレス成形した後に焼付け塗装を施しても、耐力は低下することはなく、むしろ耐力が高くなることを見出した。そこで、耐デント性を定量的に評価するために、歪矯正済みの板（最終板）から採取した引張り試験片に対して、プレス成形を模擬して２％予歪を導入し、さらに塗装焼付けを模擬して時効処理（１７０℃×２０分間）を施した後の０．２％耐力を測定し、最終板における導電率と比較することにより、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れたアルミニウム合金板を得るべく鋭意検討を重ね、本発明に到達した。
以下にその内容を説明する。

まず、本実施形態の３０００系アルミニウム合金板に含まれる各元素の作用、適切な含有量等について説明する。

［Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％］
Ｍｎは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、一部はマトリックス中に固溶して固溶体強化を促進するため、必須元素である。また、Ｍｎは、本実施形態の合金組成の範囲内では、鋳造時にＡｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を構成する元素でもあり、さらに最終焼鈍時には、マトリックスに固溶していたＭｎも、一部微細な金属間化合物として析出し、強度を高くする。

Ｍｎ含有量が１．２５質量％を超えると、アルミニウム合金板の伸びが低くなりすぎて、成形性が低下するため、好ましくない。さらに、最終焼鈍時に再結晶させるために必要な温度が高くなり過ぎ、生産性が低下するため好ましくない。また、Ｍｎ含有量が１．００質量％未満であると、最終板におけるＭｎ固溶量が減少し、耐デント性が低下するため好ましくない。

したがって、好ましいＭｎ含有量は、１．００〜１．２５質量％の範囲とする。より好ましいＭｎ含有量は、１．００〜１．２０質量％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、１．０５〜１．２０質量％の範囲である。

［Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％］
Ｆｅは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。

Ｆｅ含有量が０．３０質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少する。それにより、第二相粒子の個数密度が減少し、再結晶粒の微細化効果が弱まり、さらにマトリックスに固溶するＭｎの再結晶阻止作用によって、所定の再結晶組織が得られず、好ましくない。Ｆｅ含有量が０．７０質量％を超えると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が増加する。それにより、第二相粒子の個数密度が増加し、最終焼鈍時にマトリックスにおけるＭｎ固溶量が減少して、伸びは高くなるものの、曲げ加工性は低下するため、好ましくない。

したがって、Ｆｅ含有量は、０．３０〜０．７０質量％の範囲とする。より好ましいＦｅ含有量は、０．３０〜０．６５質量％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．３５〜０．６５質量％の範囲である。

［Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％］
Ｓｉは、鋳塊鋳造時の冷却速度にもよるが、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の微細な金属間化合物を晶出させ、アルミニウム合金板の強度を増加させる。また、一部はマトリックス内に固溶し、強度を高める。最終焼鈍時には、マトリックスに固溶するＭｎの一部がこれら金属間化合物に拡散吸収されるので、最終板の耐力を低下させるとともに伸びを高める。これら微細な金属間化合物が最終焼鈍時において再結晶粒の核として作用して、再結晶の結晶粒径を所定の範囲に調整することにより、プレス成形後の肌荒れを防止することができるので、必須の元素である。

Ｓｉ含有量が０．５０質量％未満であると、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のサイズと数が減少する。それにより、第二相粒子の個数密度が減少し、再結晶粒の微細化効果が弱まり、さらにマトリックスに固溶するＭｎの再結晶阻止作用によって、所定の再結晶組織が得られず、好ましくない。Ｓｉ含有量が０．８５質量％を超えると、アルミニウム合金板の強度は高くなるものの、曲げ加工性が低下するため、好ましくない。

したがって、Ｓｉ含有量は、０．５０〜０．８５質量％の範囲とする。より好ましいＳｉ含有量は、０．５５〜０．８５質量％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．５５〜０．８０質量％の範囲である。

［Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％］
Ｔｉは鋳塊鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造割れを防止することができるので、必須の元素である。勿論、Ｔｉは単独で添加してもよいが、Ｂと共存することによりさらに強力な結晶粒の微細化効果を期待できるので、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂなどのロッドハードナーでの添加であってもよい。

Ｔｉ含有量が、０．００５質量％未満であると、鋳塊鋳造時の微細化効果が不十分なため、鋳造割れを招くおそれがあり、好ましくない。Ｔｉ含有量が、０．１０質量％を超えると、鋳塊鋳造時にＴｉＡｌ_３等の粗大な金属間化合物が晶出して、最終板におけるプレス成形性や曲げ加工性を低下させるおそれがあるため、好ましくない。

したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．１０質量％の範囲とする。より好ましいＴｉ含有量は、０．００５〜０．０７質量％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１〜０．０５質量％の範囲である。

［Ｍｇ：０．１０質量％未満］
Ｍｇは、最終板の表面に比較的厚い酸化皮膜を生成させる原因となり、その結果、最終板を十分に酸洗いする必要が生じコストアップの要因となる。さらに本実施形態の合金組成の範囲内では、Ｓｉ含有量が比較的高いため、Ｍｇを含有すると、鋳造時、焼鈍時或いは自然時効によりＭｇ_２Ｓｉが晶析出するため、伸びが低くなり成形性を低下させるとともに、曲げ加工性を低下させる。このため、本実施形態において、Ｍｇ含有量は、０．１０質量％未満に規制する。好ましいＭｇ含有量は、０．０８質量％未満であり、より好ましいＭｇ含有量は、０．０５質量％未満である。

［Ｃｕ：０．８０質量％未満］
Ｃｕは、アルミニウム合金板の強度を増加させる元素であり、任意の元素である。本実施形態において、Ｃｕ含有量は、０．８０質量％未満の範囲であれば、曲げ加工性および成形性等の特性について低下することはない。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．８０質量％以上であると、耐食性が著しく低下する。したがって、好ましいＣｕの含有量は、０．８０質量％未満の範囲とする。より好ましいＣｕ含有量は、０．７５質量％未満の範囲である。さらに好ましいＣｕ含有量は、０．７０質量％未満の範囲である。

［その他の不可避的不純物］
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる含有量は、例えば、Ｃｒの０．２０質量％未満、Ｚｎの０．２０質量％未満、Ｎｉの０．１０質量％未満、Ｇａ及びＶの０．０５質量％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２質量％未満、その他各０．０５質量％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。

本実施形態の高強度アルミニウム合金板は、伸び２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上である。
ところで、３０００系アルミニウム合金板を自動車用ボディーシート等に適用するに当たっては、高強度と優れた成形性を有するだけでなく、プレス成形及び焼付け塗装後の耐デント性にも優れることが必要である。
最終板の成形性は、引張り試験の伸びの値で、また耐デント性は、最終板に２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ_２）およびΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）（最終板の耐力：ＹＳ_１）によって知ることができる。

詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本実施形態の３０００系アルミニウム合金板としては、最終板として、０.２％耐力が１００ＭＰａを超え、伸び２８％以上なる特性を有するものが好適である。

［導電率：４２％ＩＡＣＳ以下］
導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であれば、Ｍｎ等の添加元素の固溶量が十分大きく、プレス成形後に焼付け塗装した後の０．２％耐力（ＹＳ_２）が高くなり、耐デント性に優れた成形品を得ることができる。

いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような導電率を有していれば、最終板として、伸び２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上なる値を呈する。

また、上記のような特性は、前記特定の成分組成を有する３０００系アルミニウム合金板の金属組織を細かく調整することにより発現されやすくなる。
具体的には、金属組織は、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０^３〜１６．０×１０^３個／ｍｍ^２であり、平均結晶粒径を３０〜５０μｍである再結晶組織（金属組織）にすればよい。

詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、自動車用ボディーシート等に適用する本実施形態の３０００系高強度アルミニウム合金板としては、最終板として、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０^３〜１６．０×１０^３個／ｍｍ^２であるものが好適である。円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０^３個／ｍｍ^２未満であると、プレス成形時に十分な強度が得られないため、焼付け塗装した後の０．２％耐力（ＹＳ_２）が低くなり、耐デント性が低下するおそれがある。また、３０００系アルミニウム合金では結晶粒径が５０μｍ以上に粗大化し、プレス成形時に肌荒れを生じやすくなる。円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が１６．０×１０^３個／ｍｍ^２を超えると、結晶粒径は微細化しやすくなるが、曲げ性を低下させるおそれがある。本実施形態の高強度アルミニウム合金板において、円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度は、より好ましくは、８．０×１０^３〜１５．０×１０^３個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは、８．０×１０^３〜１４．０×１０^３個／ｍｍ^２である。

また、本実施形態の高強度アルミニウム合金板において、再結晶組織の平均結晶粒径は、より好ましくは３０〜４５μｍであり、さらに好ましくは３０〜４０μｍである。

次に、上記のようなプレス成形用アルミニウム合金板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
［溶解・溶製］
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。

溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。

必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ（ｃｍ^３／１００ｇ）以下に低減することが好ましい。

鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率を例えば２０％以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷間ロールの焼鈍等熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、０．１５ｃｃ／１００ｇ（ｃｍ^３／１００ｇ）以下である。

［薄スラブ連続鋳造］
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。

双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。

薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃/ｓｅｃ程度となり、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が微細に晶出する。このため、最終板において円相当径１μｍ以上の金属間化合物（第二相粒子）の個数密度が８．０×１０^３〜１６．０×１０^３個／ｍｍ^２である金属組織を発現することが可能となる。これらの微細な金属間化合物は、後述する冷延板の最終焼鈍時に再結晶粒の核となり、最終板における再結晶粒の平均結晶粒径を３０〜５０μｍに調整することが可能となる。

薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造ＤＣスラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。

中間焼鈍を施すことなく最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。前述したようにＭｎ固溶量を高く保ち、最終板における導電率を４２％ＩＡＣＳ以下とする必要がある。このため、冷間圧延工程中に中間焼鈍処理は行わない。また、最終冷延率がこの範囲であれば、焼鈍後の最終板における平均結晶粒径を３０〜５０μｍにして、伸びの値を２８％以上にすることができ、プレス成形後の外観肌を綺麗に仕上げることができる。したがって、加工コストを低く抑えるとともに、遷移金属元素の固溶量を確保しながら加工を加えることで転位が蓄積されて、最終焼鈍工程で３０〜５０μｍに調整された再結晶粒を得ることが可能となる。最終冷延率が７０％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が少なすぎて、最終焼鈍によって３０〜５０μｍの再結晶粒を得ることができない。最終冷延率が９５％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が多すぎて、加工硬化が激しく、エッジに耳割れを生じて圧延が困難となる。したがって、好ましい最終冷延率は、７０〜９５％の範囲である。より好ましい最終冷延率は、７５〜９５％の範囲である。さらに好ましい最終冷延率は、７５〜９０％の範囲である。

最終焼鈍は、連続焼鈍炉によって４５０〜５６０℃の保持温度で１０〜６０秒保持する連続焼鈍処理が好ましい。その後急速に冷却すれば、溶体化処理を兼ねることもできる。金型成形工程におけるプレス成形性や曲げ加工性を高め、焼付け塗装後の耐デント性を高めるためには、溶体化処理材としておくことが必要である。最終焼鈍によってマトリックスに固溶させたＭｎは、析出することなく、焼鈍板の耐力を比較的高く維持した状態で、伸びを高める。同時に、平均結晶粒径が３０〜５０μｍに調整される。

保持温度が４５０℃未満であると、再結晶組織を得ることが困難となるおそれがある。保持温度が５６０℃を超えると、熱歪が激しくなるとともに、合金組成にもよるがバーニングを起こすおそれがある。保持時間が１０秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下するおそれがある。より好ましい保持温度は、４７０〜５６０℃の範囲である。さらに好ましい保持温度は、４７０〜５４０℃の範囲である。また、より好ましい保持時間は、１０〜５０秒の範囲である。さらに好ましい保持時間は、１０〜４０秒の範囲である。

連続焼鈍処理が施されたコイルは、巻き解されるとともに、テンションレベラーによって歪矯正が施される。テンションレベラーによる歪矯正は、焼鈍板に対して軽度な塑性変形を繰り返すものであるから、歪矯正後の板（最終板）は焼鈍板に比べて耐力が高くなる。

本実施形態の製造方法において最終焼鈍は必須の工程であり、この最終焼鈍によって冷延板を再結晶温度以上の温度で保持することで、平均結晶粒径３０〜５０μｍであり、さらに円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度：８．０×１０^３〜１６．０×１０^３個／ｍｍ^２である再結晶組織を発現させることができる。このような再結晶組織を有する最終板は、第二相粒子が細かく分散された金属組織となっているため、曲げ加工性に優れている。しかも、平均結晶粒径が３０〜５０μｍに調整されているので、曲げ加工のような局部的な塑性加工に対しては、結晶粒内の可動転位の平均自由行程（mean free path）も、十分に大きくなっていると考えられる。また、本実施形態の製造方法においてテンションレベラーによる歪矯正は必須の工程であり、この歪矯正によって最終板の耐力を高め、プレス成形及び焼付け塗装後の耐力をさらに高めることが可能となる。
以上のような通常の連続鋳造工程を経ることにより、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れたアルミニウム合金板を得ることができる。

本実施形態の高強度アルミニウム合金板は、自動車車体用パネル及び構造用部材等として好適である。例えば、図１に示すフード１０、ドア１１、フェンダー１２、ルーフ１３、トランク１４等のアウターパネル及びインナーパネルやレインフォース類が挙げられる。また、本実施形態の製造方法により製造されたアルミニウム合金板を用いた自動車車体用パネルにおいては、その部材の内面側に熱硬化型の樹脂製補強材を用いて、必要とされる強度まで補強することも可能である。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

［薄スラブ連続鋳造シミュレート材による実施例］
表１に示した１７水準の組成（合金Ｎｏ.１〜１７）に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ_２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材（実施例１〜３、比較例１〜１４）のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚１．０ｍｍの冷延材とした。なお、冷間圧延工程の間に中間焼鈍処理は行っていない。この場合の最終冷延率は９０％であった。

次にこの冷延材を所定の大きさに切断後、この冷延材をソルトバスに挿入して、５５０℃×１５ｓｅｃ保持し、ソルトバスから素早く供試材を取り出して水冷し溶体化処理を施した。このようにして得られた焼鈍板（供試材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材として、表１にその成分組成を示す。

※）表中の下線を付した値は、本発明の組成範囲外の値であることを示している。
※）表中、「Ｂａｌ．」は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示す。

次に、このようにして得られた焼鈍板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。

（引張試験による諸特性の測定）
得られた焼鈍板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の伸び（％）によって行った。具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向（０°方向）、４５°方向、９０°方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき３回（ｎ＝３）行い、例えば伸び（Ｅｌ）については下式によりその平均値（Ｅｌ_{ａｖｅｒａｇｅ}）で算出した。

Ｅｌ_{ａｖｅｒａｇｅ}＝（Ｅｌ_０°＋Ｅｌ_９０°＋２×Ｅｌ_４５°）／４

Ｅｌ_０°：圧延方向に対して平行方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ_９０°：圧延方向に対して９０°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ_４５°：圧延方向に対して４５°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）

焼鈍板において、伸びの値が２７％以上であった供試材を成形性評価良好とし、２７％未満であった供試材を成形性評価不良とした。評価結果を表２に示す。

（曲げ試験による曲げ加工性の評価）
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して０°および９０°方向を長手方向として、ＪＩＳ５号試験片を採取し、プレス成形を模擬して８％まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ（肌荒れ）の底部までの距離を割れ深さ（μｍ）として測定することにより行った。割れ深さが４０μｍ未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが４０μｍ以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表２に示す。

※）表中の下線を付した値は、本発明の基準範囲外の値であることを示している。
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“−”の表示は、密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかったことを示す。
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“２０”の表示は、結晶粒界における段差（肌荒れ）の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。

（各供試材（シミュレート材）の評価結果）
供試材の特性評価結果を示す表２における実施例１〜３は、本発明の組成範囲内であり、伸び、曲げ加工性とも、基準値を満たしていた。具体的には、引張り試験における伸び：２７％以上、曲げ試験における割れ深さ：４０μｍ未満の基準値を満たしていた。なお、比較例１〜５については、曲げ試験において密着曲げ後の曲げ部の表面の割れが極端に深すぎて測定できなかった。

比較例１は、Ｍｇ含有量が０．２６質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４６質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例２は、Ｍｇ含有量が０．２５質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例３は、Ｍｇ含有量が０．３５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例４は、Ｍｇ含有量が０．３４質量％と高く、またＭｎ含有量が１．３０質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例５は、Ｍｇ含有量が０．５５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例６は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が０．９８質量％と高く、またＭｎ含有量が１．５１質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例７は、Ｆｅ含有量が０．９４質量％と高く、Ｓｉ含有量が０．９６質量％と高く、またＭｎ含有量が１．５２質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例８は、Ｓｉ含有量が０．９２質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例９は、Ｓｉ含有量が０．９７質量％と高く、またＭｎ含有量１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、成形性評価不良（×）であった。

比較例１０は、Ｓｉ含有量が１．４４質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例１１は、Ｓｉ含有量が１．４３質量％と高く、またＭｎ含有量１．４９質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例１２は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が１．４５質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例１３は、Ｆｅ含有量が０．１９質量％と低いが、Ｓｉ含有量が１．４８質量％と高く、またＭｎ含有量が１．４８質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。

比較例１４は、Ｓｉ含有量が０．９３質量％と高く、またＦｅ含有量１．５０質量％と高く、合金組成が本発明の範囲外であり、曲げ加工性評価不良（×）であった。
以上のことから、前記特定の成分組成を有していれば、焼鈍板として、伸び２７％以上なる値を呈するとともに、曲げ加工性に優れることがわかる。

（薄スラブ連続鋳造材，ＤＣ鋳造材（実機材）による実施例）
表３に示す組成（合金Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１）の合金溶湯を溶解炉で溶製し、双ベルト鋳造機によって厚さ１０ｍｍの薄スラブを連続鋳造（Continuous Cast）して、これを直接コイルに巻き取った。このコイルを冷間圧延機に通し、中間焼鈍を施すことなく、何パスかの冷間圧延を施して最終板厚１ｍｍまで仕上げた。この場合の最終冷延率は、９０％である。このコイルを連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に通し、急速に加熱後、５３０℃の温度に所定時間保持した後、ミストによって急速に冷却してコイルに巻き取った。次にこの焼鈍コイルをテンションレベラーに通し、連続焼鈍による熱歪を矯正し、コイルに巻き取った。このコイルから供試材（最終板）を採取した。

表３に示す組成（合金Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３）の合金溶湯を溶解炉で溶製し、ＤＣ鋳造機によって、スラブを半連続鋳造（Direct Chill Cast）した。このスラブの両面を面削した後、クレーンで均質処理炉に挿入し、所定の保持温度で均質化処理後、熱間圧延機によって、熱間圧延を施して厚さ６ｍｍで巻き取った。このコイルを冷間圧延機に通し、中間焼鈍を施すことなく何パスかの冷間圧延を施して最終板厚１ｍｍまで仕上げた。このコイルを連続焼鈍炉（ＣＡＬ）に通し、急速に加熱後、所定の温度に所定時間保持した後、ミストによって急速に冷却してコイルに巻き取った。次にこの焼鈍コイルをテンションレベラーに通し、連続焼鈍による熱歪を矯正し、コイルに巻き取った。このコイルから供試材（最終板）を採取した。

※）表中の下線を付した値は、本発明の組成範囲外の値であることを示している。
※）表中、「Ｂａｌ．」は、各合金の全体組成を１００質量％とした場合の残りを示す。

次に、このようにして得られた最終板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。
（引張試験による諸特性の測定）
得られた最終板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の０．２％耐力、伸び（％）によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向（０°方向）、４５°方向、９０°方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、引張強度、０．２％耐力（Ｙ_１）、伸び（破断伸び）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材の各方向につき３回（ｎ＝３）行い、例えば伸び（Ｅｌ）については下式によりその平均値（Ｅｌ_{ａｖｅｒａｇｅ}）で算出した。

Ｅｌ_{ａｖｅｒａｇｅ}＝（Ｅｌ_０°＋Ｅｌ_９０°＋２×Ｅｌ_４５°）／４

Ｅｌ_０°：圧延方向に対して平行方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ_９０°：圧延方向に対して９０°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）
Ｅｌ_４５°：圧延方向に対して４５°方向の伸び値（ｎ＝３，平均値）

最終板において、伸びの値が２８％以上であった供試材を成形性評価良好とし、２８％未満であった供試材を成形性評価不良とした。評価結果を表４に示す。

次に、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行方向になるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、この試験片に２％の予歪を導入した後、アニーラーに挿入して１７０℃×２０分間保持し時効処理を施した後空冷した。これらのＪＩＳ５号試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張り試験を行って、０．２％耐力（Ｙ_２）を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき３回（ｎ＝３）行い、その平均値で算出した。

最終板において、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０.２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上であった供試材を耐デント性評価良好とし、これらの条件のいずれかを満足しなかった供試材を耐デント性評価不良とした。評価結果を表４に示す。

（曲げ試験による曲げ加工性の評価）
曲げ試験用の試験片として、各供試材について圧延方向に対して０°および９０°方向を長手方向としてＪＩＳ５号試験片を採取し、プレス成形を模擬して８％まで引張り試験を行った。試験後、試験片の中央部から５０ｍｍ寸法の試験片を採取した。曲げ試験は、試験片の長手方向に対して９０°方向をポンチ径１ｍｍのポンチに押し当てた状態で、４０°から６０°に曲げたあと、試験片同士が密着するまで圧縮加工した。曲げ加工性の評価は、曲げ方向と平行方向の断面を切断、研磨後、実体顕微鏡を用いて密着曲げ後の曲げ部の断面の表面付近を観察し、曲げ部の表面から割れ（肌荒れ）の底部までの距離を割れ深さ（μｍ）として測定することにより行った。割れ深さが４０μｍ未満であった供試材を曲げ加工性評価良好とし、割れ深さが４０μｍ以上であった供試材を曲げ加工性評価不良とした。評価結果を表４に示す。

（導電率の測定）
導電率(％ＩＡＣＳ)は、導電率計（ＡＵＴＯＳＩＧＭＡ ２０００ 日本ホッキング株式会社製）にて、測定を実施した。測定結果を併せて表４に示す。

（金属組織における円相当径１μｍ以上の第２相粒子の個数密度の測定）
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．０１７ｍｍ^２、各試料２０視野撮影）、写真の画像解析を行い、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の個数密度（個／ｍｍ^２）を求めた。測定結果を、表５に示す。

（平均結晶粒径の測定）
得られた最終板(各供試材)について、光学顕微鏡による結晶粒径測定を行った。得られた各供試材から圧延方向に平行な縦断面を切出して鏡面研磨を施し、ホウフッ化水素酸水溶液中で陽極酸化処理を施して、再結晶組織の観察を行った。再結晶組織を偏光顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．１３５ｍｍ^２、各試料３視野撮影）、交線法を用いて平均結晶粒径を測定した。評価結果を、表５に示す。

※）表中の下線を付した値は、本発明の基準範囲外の値であることを示している。
※）曲げ試験割れ深さ（μｍ）の欄における“２０”の表示は、結晶粒界における段差（肌荒れ）の測定値であり、割れは存在していなかったことを示す。

※）表中の下線を付した値は、本発明の基準範囲外の値であることを示している。

以上のことから、前記特定の成分組成を有しており、且つ所定の導電率を呈していれば、最終板として、伸び２８％以上なる値を呈し、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上を示し、成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れることがわかる。

Claims (5)

1. Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   導電率が４２％ＩＡＣＳ以下であり、伸びが２８％以上であり、０.２％耐力（ＹＳ_１）が１００ＭＰａを超え、２％予ひずみ導入後に１７０℃×２０分間の時効処理を施した後の０．２％耐力（ＹＳ_２）が１１０ＭＰａを超え、且つ、ΔＹＳ＝（ＹＳ_２−ＹＳ_１）が１０ＭＰａ以上であり、
   円相当径１μｍ以上の第二相粒子の個数密度が８．０×１０ ^３ 〜１６．０×１０ ^３ 個/ｍｍ ^２ であり、平均結晶粒径が３０〜５０μｍの金属組織であることを特徴とする成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。
2. さらに、Ｃｕ：０．８０質量％未満含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。
3. 自動車車体用パネルに使用される請求項１又は２に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金板の製造方法であって、
   Ｍｎ：１．００〜１．２５質量％、Ｆｅ：０．３０〜０．７０質量％、Ｓｉ：０．５０〜０．８５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％を含有し、不純物としてのＭｇが０．１０質量％未満に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる成分組成のアルミニウム合金溶湯を薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに均質化処理及び熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、中間焼鈍を施すことなく最終冷延率７０〜９５％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施して、さらにテンションレベラーによる歪矯正を施すことを特徴とする成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。
5. 連続焼鈍炉により、保持温度４５０〜５６０℃で１０〜６０秒保持する最終焼鈍を施すことを特徴とする請求項４に記載の成形性、曲げ加工性および耐デント性に優れた高強度アルミニウム合金板の製造方法。

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