本発明において合金の化学組成を限定し� ��理由を説明する。本明細書中で化学組成を� ��す「%」は特に断らない限り「質量%」の意� �である。

 〔Mg:3.0~3.5%〕
Mgは固溶強化によって強度を高める元素であ� ��、3.0%未満であるとこの効果を発現すること ができず、引張り強度が低下する。Mg含有量� ��3.5%を超えると耐力が高くなりすぎて形状凍 結性が低下する。

 〔Fe:0.05~0.3%〕
Feは鋳造時にAl-Fe-Si系などの金属間化合物の� �細粒子として晶出し、冷間圧延後の焼鈍の� �に再結晶の核生成サイトとして機能する。� �たがって、これら金属間化合物の粒子個数� �多いほど生成する再結晶核が多くなり、そ� �結果、多数の微細な再結晶粒が形成される� �また、金属間化合物の微細粒子は、生成し� �再結晶粒の粒界をピン止めして結晶粒の合� �による成長を抑制し、微細な再結晶粒を安� �に維持する。この効果を発現するにはFe含有 量を0.05%以上とする必要がある。ただし、Fe� �有量が0.3%を超えると晶出する金属間化合物� ��粗大化する傾向が強くなり、成形時にこの� ��属間化合物を起点としてボイドを形成し成� ��性が劣る。したがって、Fe含有量は0.05~0.3%� �限定する。好ましい範囲は0.05~0.25%である。

 〔Si:0.05~0.15%〕
Siは鋳造時にAl-Fe-Si系などの金属間化合物の� �細粒子として晶出し、冷間圧延後の焼鈍の� �に再結晶の核生成サイトとして機能する。� �たがって、これら金属間化合物の粒子個数� �多いほど生成する再結晶核が多くなり、そ� �結果、多数の微細な再結晶粒が形成される� �また、金属間化合物の微細粒子は、生成し� �再結晶粒の粒界をピン止めして結晶粒の合� �による成長を抑制し、微細な再結晶粒を安� �に維持する。この効果を発現するにはSi含有 量を0.05%以上とする必要がある。ただし、Si� �有量が0.15%を超えると晶出する金属間化合物 が粗大化する傾向が強くなり、成形時にこの 金属間化合物を起点としてボイドを形成し成 形性が劣る。したがって、Si含有量は0.05~0.15% に限定する。好ましい範囲は0.05~0.1%である。

 〔Mn:0.1%未満〕 
Mn含有量が0.1%以上の場合、鋳造時の凝固冷却 速度が高いため、マトリックス中のMn固溶量� ��大きくなり、最終板における耐力が高くな� ��すぎて形状凍結性が低下する。更に上限を� ��限して0.08%未満とすることが好ましく、0.06% 未満とすることがより好ましい。

 〔任意成分のTi:0.001~0.1%〕
本発明においては、鋳造塊の結晶粒を微細化 するためにTiを0.001~0.1%の範囲で含有すること が好ましい。この効果を発現するにはTi含有� ��を0.001%以上とする必要がある。ただし、Ti� �有量が0.1%を超えるとTiAl ₃ 等の粗大な金属間化合物が生成し、成形時に ボイドを形成し成形性が低下する。Ti含有量� ��さらに好ましい範囲は、0.001~0.05%である。Ti はAl-10%Tiなどの母合金で添加してもよいし、A l-5%Ti-1%B、Al-10%Ti-1%Bなどの結晶粒微細化剤(ロ� ��ドハードナー)として添加してもよい。

 〔任意成分としてのB:0.0005~0.01%〕
本発明においては、鋳造塊の結晶粒を微細化 するためにBを0.0005~0.01%の範囲で含有するこ� �が好ましい。Bの効果はTiと共存することで� �溶湯中にαAl結晶粒生成の起点となる核(TiBx)� ��生成させることである。B含有量のさらに好 ましい範囲は、0.0005~0.005%の範囲である。BはA l-5%Bなどの母合金で添加してもよいし、Al-5%Ti -1%B、Al-10%Ti-1%Bなどの結晶粒微細化剤(ロッド� ��ードナー)として添加してもよい。

 本発明によるアルミニウム合金板の製造� ��については以下に説明する方法に限定され� ��ものではないが、鋳造条件、最終焼鈍条件� ��あり、これらの意義及び限定理由を以下に� ��明する。

 〔薄スラブの鋳造条件〕
双ベルト鋳造法とは、上下に対峙し水冷され ている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト 面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし 、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して 引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法 である。

 本発明においては、鋳造するスラブの厚� ��は5~15mmが好ましい。薄スラブ厚さが5mm未満� ��あると、単位時間当たりに鋳造機を通過す� ��アルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造� ��困難になる。逆に厚さが15mmを超えると、ロ ールによる巻取りができなくなるため、スラ ブ厚さの範囲を5~15mmに限定する。この厚さで あるとスラブ鋳造時の1/4厚みにおける凝固冷 却速度が20~200℃/secとなり、金属間化合物の� �相当径の最大径を5μm以下に制御することが� ��能である。

 〔冷間圧延ロール表面粗度Ra0.2~0.7μm〕
さらに冷間圧延ロール表面の粗度をRa0.2~0.7μm と限定した理由は、最終焼鈍板の面粗度を調 整するためである。冷間圧延工程によってロ ール表面の形状が圧延板表面に転写されるた め、最終焼鈍板の表面粗度は、Ra0.2~0.6μmとな る。最終焼鈍板の面粗度が、Ra0.2~0.6μmの範囲 内であれば、最終板の表面形状が成形時に使 用する低粘性潤滑油を均一に保持するミクロ プールの役目を果たし、プレス成形性に優れ た板となる。なお、冷間圧延ロール表面の粗 度はRa0.3~0.7μmであることが好ましく、この場 合、最終焼鈍板の面粗度はRa0.3~0.6μmである。 冷間圧延ロール表面の粗度はRa0.4~0.7μmである ことが更に好ましく、この場合、最終焼鈍板 の面粗度はRa0.4~0.6μmである。

 〔金属間化合物の円相当径の最大径5μm以下 〕
本発明によるアルミニウム合金板の厚み1/4の 領域における金属組織中の金属間化合物につ いては、円相当径の最大径5μm以下に限定す� �。このように非常に微細な金属間化合物が� �トリックス中に分散されることにより、ア� �ミニウム板成形中の転位の動きが抑制され� �Mgによる固溶強化により引張り強さが高くな るとともに、成形性に優れた板となる。

 〔平均再結晶粒径15μm以下〕
最終焼鈍板の板厚1/4厚さの領域における平均 再結晶粒径は、15μm以下に限定する。これを� ��えると、材料変形時に結晶粒界に生じる段� ��が大きくなりすぎて、変形後のオレンジピ� ��ルが顕著となり、肌荒れ性が低下する。

 〔冷延率50%~98%の限定理由〕
冷間圧延時における圧下率は50%~98%であるこ� �が好ましく、圧延による塑性加工により発� �する転位はこれら微細な晶出物の周囲に蓄� �されることにより、最終焼鈍時の微細な再� �晶組織を得るために必要となる。冷間圧延� �における圧下率が50%未満である場合、転位� �蓄積が十分ではなく微細な再結晶組織が得� �れない。冷間圧延時における圧下率が98%を� �えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留ま� �が低下する。さらに好ましい冷延率は55%~96%� ��範囲である。

 〔連続焼鈍炉による最終焼鈍条件〕
連続焼鈍炉による最終焼鈍の温度は400~520℃� �限定する。400℃未満の場合、再結晶に必要� �エネルギーが不足するため、微細な再結晶� �織を得ることができない。保持温度が520℃� �超えると、再結晶粒の成長が顕著となり、� �均再結晶粒径が15μmを超えてしまい、成形性 及び肌荒れ性が低下する。

 連続焼鈍の保持時間は5min以内とすること が好ましい。連続焼鈍の保持時間が5minを超� �ると、再結晶粒の成長が顕著となり、平均� �結晶粒径が15μmを超えてしまい、成形性及び 肌荒れ性が低下する。

 連続焼鈍処理時の昇温速度及び冷却速度� ��、昇温速度については100℃/min以上とするこ とが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が 100℃/min未満の場合、微細な再結晶組織が得� �れず、成形性及び肌荒れ性が低下する。

 〔バッチ炉による最終焼鈍条件〕
バッチ炉による最終焼鈍の温度は300~400℃に� �定する。300℃未満の場合、再結晶に必要な� �ネルギーが不足するため、微細な再結晶組� �を得ることができない。保持温度が400℃を� �えると、再結晶の成長が顕著となり、再結� �粒の平均粒径が15μmを超えてしまい、成形性 及び肌荒れ性が低下する。

 バッチ炉による最終焼鈍の保持時間は特� ��限定はしないが、1~8時間が好ましい。1時間 未満では、コイルが均一に昇温されない可能 性がある。保持時間が8時間を超えると、再� �晶粒の平均粒径が15μmを超えてしまい、成形 性及び肌荒れ性が低下する。

 〔レベラーによる歪矯正〕
最終焼鈍後は、板が熱歪によって変形してい るため、コイル又は板の状態でレベラーロー ルでの繰り返し曲げ等の矯正加工が施され、 形状が矯正され平坦度が回復する。この歪矯 正によって、所定の引張り強さ、耐力を得る ことが可能となり、成形性、肌荒れ性及び形 状凍結性に優れたアルミニウム合金板とする ことができる。