專利名稱：：鋁合金板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及鋁合金板，特別是涉及拉伸應(yīng)變痕(stretcherstrainmark)的發(fā)生少，成形性優(yōu)異的Al-Mg系鋁合金板和鋁合金板的成形方法。所謂本發(fā)明所說(shuō)的鋁合金板是熱軋板和冷軋板，指的是其軋制結(jié)束這樣的狀態(tài)(非調(diào)質(zhì))，或進(jìn)行了退火等調(diào)質(zhì)的鋁合金板。另外，以下也將鋁稱為Al。
背景技術(shù)：
：近年來(lái)，從考慮地球環(huán)境等的觀點(diǎn)出發(fā)，汽車等車輛的輕量化的社會(huì)要求日益提高。為了應(yīng)對(duì)這一要求，作為汽車面板，特別是引擎罩、車門、車頂?shù)却笮蛙嚿砻姘?內(nèi)板、外板)的材料，除了鋼板等鋼鐵材料以外，鋁材料的應(yīng)用也得到研究。Al-Mg系的JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系鋁合金板(以下，也稱為Al-Mg系合金板)由于延性和強(qiáng)度優(yōu)異，因此一直以來(lái)被作為擠壓成形的這些大型車身面板用的原材使用。但是，如專利文獻(xiàn)l等所公開(kāi)的，如果對(duì)于Al-Mg系合金進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，則有在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的屈服點(diǎn)附近發(fā)生屈服延伸的情況，另外還有在超過(guò)屈服點(diǎn)的比較高的應(yīng)變量(例如拉伸拉伸率2%以上)下，應(yīng)力-應(yīng)變曲線上產(chǎn)生鋸齒狀或階梯狀的鋸齒狀突起(serration)(振動(dòng))的情況。這些應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的現(xiàn)象在實(shí)際的擠壓成形時(shí)會(huì)招致所謂的拉伸應(yīng)變痕(以下記作SS痕)的發(fā)生，這對(duì)于作為成形品的所述大型車身面板，特別是外觀很重要的外板來(lái)說(shuō)成為很大的問(wèn)題。所述SS痕如公眾所知，可分為在應(yīng)變量比較低的部位發(fā)生的如火焰狀的不規(guī)則的帶狀模樣的所謂不規(guī)則痕，和在應(yīng)變量比較高的部位相對(duì)于拉伸方向約成50。這樣發(fā)生的平行的帶狀模樣的平行帶(parallelband)?？芍罢叩牟灰?guī)則痕由屈服點(diǎn)延伸引起，另外后述的平行帶由應(yīng)力-應(yīng)變曲3線上的鋸齒狀突起引起。一直以來(lái)，提出有各種消除Al-Mg系合金中的SS痕的方法。例如，通常Al-Mg系合金板的結(jié)晶粒度越微細(xì)，SS痕觀察得越顯著。因此，作為用于消除SS痕的方法之一，歷來(lái)已知有將晶粒調(diào)整得粗大并達(dá)到一種程度。該方法被認(rèn)為對(duì)于降低SS痕之中，特別是由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕有效。但是，在這樣的晶粒的調(diào)整方法中，如果晶粒變得過(guò)于粗大，則會(huì)產(chǎn)生因擠壓成形造成表面發(fā)生桔皮等其他問(wèn)題。防止這種表面的桔皮與防止SS痕的發(fā)生同時(shí)進(jìn)行實(shí)際上非常困難。另外，該晶粒的調(diào)整方法致使性的是，其對(duì)于防止SS痕中由應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起引起的所述平行帶的發(fā)生不怎么有效。另外，作為用于消除SS痕的現(xiàn)有的方法，已知有在對(duì)于所述大型車身面板擠壓成形前，預(yù)先通過(guò)表皮光軋加工或矯平加工等若干加工(預(yù)加工)對(duì)于A1-Mg系合金板的0材(軟質(zhì)材)或T4處理材等的調(diào)質(zhì)材施加應(yīng)變(預(yù)應(yīng)變)。該方法被認(rèn)為對(duì)于SS痕中，特別是由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕的降低有效。如果通過(guò)所述預(yù)加工預(yù)先形成很多的變形帶，則在Al-Mg系合金板的擠壓成形時(shí)，這些大量的變形帶會(huì)作為屈服的起點(diǎn)發(fā)揮作用。因此，屈服時(shí)不會(huì)發(fā)生劇烈且不均勻的變形。即，不會(huì)發(fā)生因這些劇烈且不均勻的變形造成的屈服延伸，不規(guī)則痕也得到抑制。一般來(lái)說(shuō)在Al-Mg系合金中，Mg形成科特雷耳(Cottrell)氣氛而固定位錯(cuò)，因此，為了在擠壓成形時(shí)不使屈服產(chǎn)生，需要多余的應(yīng)力。相對(duì)于此，在擠壓成形時(shí)，如果一旦在某處屈服開(kāi)始，則即使不伴有應(yīng)力的增加，雪崩似的變形也會(huì)從該處傳播，其結(jié)果是，使A1-Mg系合金板內(nèi)急劇產(chǎn)生不均一的變形。如此因?yàn)椴话橛袘?yīng)力的增加而變形急劇進(jìn)行，所以應(yīng)力-應(yīng)變曲線上出現(xiàn)屈服延伸，另外因?yàn)樵搫×业淖冃尾痪鶆?，所以在擠壓成形時(shí)會(huì)發(fā)生火焰狀的不規(guī)則痕。但是，通過(guò)施加這樣的預(yù)加工來(lái)抑制屈服延伸的發(fā)生，以防止SS痕、特別是不規(guī)則痕的發(fā)生的方法，對(duì)于防止由應(yīng)力-應(yīng)變線上的鋸齒狀突起引起的所述平行帶的發(fā)生也存在局限。即，預(yù)加工的加工度變得過(guò)高時(shí)，如果對(duì)于進(jìn)行了該預(yù)加工的Al-Mg系合金板進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，則即使使用剛性充分大的試驗(yàn)機(jī)，在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上仍容易產(chǎn)生應(yīng)變間距長(zhǎng)的階梯狀的鋸齒狀突起。這樣的鋸齒狀突起在實(shí)際的擠壓成形時(shí)，也容易帶來(lái)幅度寬的明顯的平行帶，所述預(yù)加工的加工度自我制約。但是，雖然通過(guò)加工率小的預(yù)加工能夠在一定程度上抑制屈服延伸，但反之卻不能穩(wěn)定確實(shí)地防止不規(guī)則痕這一方的發(fā)生。原本不規(guī)則痕容易發(fā)生的晶粒微細(xì)的A1-Mg系合金板的情況下，在低加工度的預(yù)加工時(shí)，不規(guī)則痕顯著發(fā)生。另外在低加工度的預(yù)加工時(shí)，板內(nèi)處的原板的厚度的一點(diǎn)點(diǎn)變動(dòng)都會(huì)對(duì)加工度的偏差造成很大的影響，成為不能穩(wěn)定且確實(shí)地防止不規(guī)則痕的發(fā)生的一個(gè)原因。因此，在施加預(yù)加工的方法中，因?yàn)榉乐褂蓱?yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起引起的所述平行帶的發(fā)生和防止所述不規(guī)則痕發(fā)生的最佳加工度相反，所以這兩者不能同時(shí)防止。還有，關(guān)于ss痕之中的平行帶，歷來(lái)已知例如在機(jī)械式擠壓的金屬模具成形時(shí)等擠壓成形時(shí)的應(yīng)變速度快時(shí)，如果留意成形速度，則平行帶的發(fā)生變少。但是，在成形速度更小的液壓擠壓機(jī)等的成形中，特別是有前述這樣的應(yīng)變間距大的階梯狀鋸齒狀突起發(fā)生的Al-Mg系合金板材料中，不能避免幅度寬的明顯的平行帶的發(fā)生。對(duì)此，在所述專利文獻(xiàn)1中提出有一種拉伸應(yīng)變痕少的Al-Mg系合金板，其抑制了由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕的發(fā)生，并且也抑制了與戶;f述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的階梯狀的幅度寬的鋸齒狀突起相關(guān)連的平行帶的發(fā)生。具體來(lái)說(shuō)，對(duì)于A1-Mg系合金的軋制板實(shí)施伴有急速冷卻的特定條件下的固溶處理、淬火，其后進(jìn)行作為特定條件下的預(yù)加工的冷加工，再實(shí)施特定條件下的最終退火。然后得到平均晶粒直徑為55pm以下且150pm以上的粗大的晶粒實(shí)質(zhì)上不存在的最終板。伴有所述急速冷卻的固溶處理、淬火(T4處理)使A1-Mg系合金的強(qiáng)度和成形性的平衡比分批退火材更優(yōu)異，另外，在淬火時(shí)所導(dǎo)入的空穴的作用下，SS痕的發(fā)生減少。接著，作為預(yù)加工的冷加工其進(jìn)行是使A1-Mg系合金板的屈服點(diǎn)值上升3075N/mm2，特別是消除不規(guī)則痕。經(jīng)該預(yù)加工，即使是由于屈服延伸的發(fā)生而容易發(fā)生不規(guī)則痕的微細(xì)的晶粒的材料(平均晶粒直徑為2530pm)的情況，也可以抑制屈服延伸而消除不規(guī)則痕。然后再實(shí)施最終退火，即急速加熱至比所述固溶處理溫度低3(TC以上的溫度，并急速冷卻，由此一邊維持預(yù)加工帶來(lái)的屈服延伸抑制的效果，一邊實(shí)現(xiàn)因預(yù)加工而降低的延性、成形性的恢復(fù)，另外降低因預(yù)加工產(chǎn)生的階梯狀鋸齒狀突起。另夕卜，在A1-Mg系合金板中，還公知通過(guò)示差熱分析(DSC)測(cè)定板的熔解過(guò)程中的熱變化而得到的來(lái)自固相的加熱曲線的5010(TC之間的吸熱峰值高度，作為擠壓成形性提高的指標(biāo)。例如在專利文獻(xiàn)2中，在通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造所制造的Mg超過(guò)8質(zhì)量°/。的高M(jìn)g的Al-Mg系合金板中，使所述吸熱峰值高度為50.(HiW以上，從而使擠壓成形性提高。這根據(jù)的是，所述DSC的5010(TC之間的吸熱峰值高度表示Al-Mg系合金板組織中的被稱為f3相的Al-Mg系金屬間化合t/的存在形態(tài)(固溶、析出狀態(tài)的穩(wěn)定性)。而且，室溫下的Al-Mg系金屬間化合物的析出狀態(tài)越穩(wěn)定，所述高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的強(qiáng)度-延性平衡越低，擠壓成形性降低。另一方面，室溫下的A1-Mg系金屬間化合物的析出狀態(tài)越亞穩(wěn)定(不穩(wěn)定)，所述高M(jìn)g的Al-Mg系合金板的強(qiáng)度-延性平衡越高，擠壓成形性提高。所述DSC的50100。C之間的吸熱峰值高度表示Al-Mg系金屬間化合物析出物的再固溶量，該吸熱峰值高度越高，AI-Mg系金屬間化合物析出物越容易以更低溫固溶，再固溶量變多。而且，此再固溶量越多，意味著室溫下的(擠壓成形)板的A1-Mg系金屬間化合物的析出狀態(tài)越不穩(wěn)定，為亞穩(wěn)定。Al-Mg系金屬間化合物為納米級(jí)以下的大小時(shí)，即使用IO萬(wàn)倍左右的透射型電子顯微鏡(FE-TEM)也難經(jīng)識(shí)別。而且，所謂前述的穩(wěn)定和亞穩(wěn)定的Al-Mg系金屬間化合物的存在狀態(tài)，也就是所謂以通常的固溶、析出狀態(tài)為問(wèn)題的組織判別另為其他觀點(diǎn)，在TEM等的顯微組織觀察中不能判別。因此，專利文獻(xiàn)2指的是，在以基于所述DSC的吸熱峰值高度，對(duì)于這些顯微組織觀察中不能進(jìn)行判別和識(shí)別，而與A1-Mg系金屬間化合物的擠壓成形性相應(yīng)的舉動(dòng)加以把握，其在這一點(diǎn)上具有意義。專利文獻(xiàn)1特開(kāi)平7-224364號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2特開(kāi)2006-249480但是，在專利文獻(xiàn)l中，盡可能使階梯狀的鋸齒狀突起輕微(根據(jù)專利文獻(xiàn)1的實(shí)施例的階梯狀鋸齒狀突起的評(píng)價(jià)的說(shuō)明)，因此，作為拉伸應(yīng)變痕之一的平行帶不能完全地抑制。相對(duì)于此，最近的所述大型車身面板，特別是外觀很重要的外板中，表面性狀的要求水平更加嚴(yán)格，在此專利文獻(xiàn)l、2中，作為拉伸應(yīng)變痕的發(fā)生的抑制對(duì)策并不充分。
發(fā)明內(nèi)容鑒于這樣的課題，本發(fā)明的目的在于，提供一種能夠同時(shí)抑制由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕的發(fā)生和平行帶的發(fā)生的抑制SS痕且成形性優(yōu)異的A1-Mg系鋁合金板。為了達(dá)成該目的，本發(fā)明的成形性優(yōu)異的鋁合金板的要旨為，是Al-Mg系鋁合金板，其中，含有Mg:1.57.0質(zhì)量％，余量由A1和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，通過(guò)示差熱分析測(cè)定該板的熔解過(guò)程中的熱變化而得到的來(lái)自固相的加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度為28pW/mm3以上。在此，所述Al-Mg系鋁合金板優(yōu)選還含有Zn:1.04.0質(zhì)量％。另夕卜，允許所述Al-Mg系鋁合金板優(yōu)選還含有Fe:1.0質(zhì)量％以下、Si:0.5質(zhì)量%以下、Mn:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0,3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量％以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Cu:1.0質(zhì)量％以下、B:0.01質(zhì)量％以下之中的一種或兩種以上。另外，優(yōu)選所述鋁合金板為汽車外板用。另外，優(yōu)選所述鋁合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變?yōu)?%以上。在本發(fā)明中，使Al和Mg所形成的團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)以一定量存在，以進(jìn)一步提高所述Al-Mg系合金板的拉伸試驗(yàn)中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變量(極限應(yīng)變量)。此外，通過(guò)Zn等第三元素的含有和添加而使該團(tuán)簇形成量增大，通過(guò)進(jìn)一步提高極限應(yīng)變量增大效果。由此抑制所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起。而且，抑制由此引起的所述平行帶，充分抑制拉伸應(yīng)變痕的發(fā)生。另外，在本發(fā)明中，通過(guò)抑制屈服延伸的發(fā)生來(lái)防止不規(guī)則痕的發(fā)生，如歷來(lái)這樣，通過(guò)施加所述預(yù)應(yīng)變(預(yù)加工)進(jìn)行。由此在本發(fā)明中，充分地抑制了在所述應(yīng)變量比較低的部位發(fā)生的不規(guī)則痕，和在應(yīng)變量比較高的部位發(fā)生的平行帶這兩方面的拉伸應(yīng)變痕(以下也稱SS痕)。圖1是表示發(fā)明例Al-Mg系合金板的DSC加熱曲線的說(shuō)明圖。圖2是表示發(fā)明例Al-Mg系合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的說(shuō)明圖。圖3是表示比較例Al-Mg系合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的說(shuō)明圖。圖4是表示現(xiàn)有例Al-Mg系合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的說(shuō)明圖。具體實(shí)施例方式以下，就本發(fā)明的實(shí)施方式，對(duì)于各要件進(jìn)行具體地說(shuō)明。(組織)在本發(fā)明中，Al-Mg系合金板的組織由圖1所示的對(duì)該板進(jìn)行示差熱分析(DSC)而得到的來(lái)自固相的加熱曲線(以下也稱DSC加熱曲線)的10015(TC之間的吸熱峰值高度規(guī)定。本發(fā)明基于如下發(fā)現(xiàn)如果提高該DSC加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度，則能夠進(jìn)一步提主同所述Al-Mg系合金板的拉伸試驗(yàn)中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變量(極限應(yīng)變量)。在圖1中，作為Al-6質(zhì)量。/。Mg合金，測(cè)定了以通常條件制作的比較例(虛線)，含有Zn3質(zhì)量Y。，在最終退火后沒(méi)有以IO(TC進(jìn)行時(shí)效處理的發(fā)明例(線實(shí)線)，含有Zn3質(zhì)量n/。并在最終退火后以IOO'C進(jìn)行時(shí)效處理的發(fā)明例(粗實(shí)線)這3種板的DSC加熱曲線。在此，圖1中所謂10015(TC之間的吸熱峰值高度，是在100150'C之間在下方成為凹陷的(向下方凸出的曲線)DSC加熱曲線的距基準(zhǔn)線O.OO的高度(深度)。還有，這時(shí)用于測(cè)定的試樣的形狀為厚l.Omm、直徑3mm的圓盤狀(體積7.07mm3)其中，如圖1的發(fā)明例，在該實(shí)驗(yàn)中使用的試樣的體積下，如果將Al-Mg系合金板的DSC加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度提高8到200jaW以上(即，每單位面積為28(aW/mm3以上)，則能夠?qū)⑺鯝l-Mg系合金板的拉伸試驗(yàn)中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變量sc(極限應(yīng)變量)提高到8%以上，更優(yōu)選能夠提高到10%以上。圖2中顯示所述圖1，含有Zn3質(zhì)量％但在最終退火后沒(méi)有以IO(TC進(jìn)行時(shí)效處理的發(fā)明例，圖3中顯示所述圖1，以通常條件制作的比較例的Al-Mg系合金板的拉伸試驗(yàn)中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的狀態(tài)。如圖2，將Al-Mg系合金板的DSC加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度提高到28pW/mm3以上的所述發(fā)明例，能夠抑制鋸齒狀突起，抑制由此引起的所述平行帶，能夠充分地抑制拉伸-應(yīng)變痕的發(fā)生。相對(duì)于此，如圖3，在比較例中(所述DSC加熱曲線的100150°C之間的吸熱峰值高度低于28pW/mm3，所述鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變量sc為3。/c)，不能抑制鋸齒狀突起，不能夠充分地抑制由此引起的所述平行帶，不能充分抑制拉伸-應(yīng)變痕的發(fā)生。(團(tuán)簇)所述DSC加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度，推測(cè)與團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)相關(guān)，而該團(tuán)簇與存在于Al-Mg系合金板的組織中的Al和Mg所形成(添加Zn等第三元素時(shí)，其形成也包括該第三元素)的現(xiàn)有團(tuán)簇為不同的類型。該推測(cè)基于的也與所述專利文獻(xiàn)2的Al-Mg系金屬間化合物不同。即，所述專利文獻(xiàn)2的Al-Mg系金屬間化合物的所述DSC加熱曲線的吸熱峰值只是在50100'C之間這一更低的溫度范圍。相對(duì)于此，本發(fā)明的所述DSC加熱曲線的吸熱峰值是在比其高的溫度范圍的10015(TC之間的吸熱峰值，在吸熱峰值的溫度范圍上被明確地區(qū)別。此外，如圖l和后述的實(shí)施例所證明的，在本發(fā)明(發(fā)明例)中，在所述DSC加熱曲線的50100'C之間，不存在所述專利文獻(xiàn)2這樣的吸熱峰值。另一方面，在所述專利文獻(xiàn)2中，如其公報(bào)的圖l，或如后述的實(shí)施例所證明的，在所述DSC加熱曲線的10015(TC之間，不存在本發(fā)明(發(fā)明例)這樣的吸熱峰值。根據(jù)這一事實(shí)，在所述專利文獻(xiàn)2和本發(fā)明中，明確的是不僅僅是DSC加熱曲線的吸熱峰值位置不同，而且作為對(duì)象的微細(xì)團(tuán)簇也不同。假如，在所述專利文獻(xiàn)2中，如果團(tuán)簇樣金屬間化合物以相同的團(tuán)簇(相同的組成物)為對(duì)象，則必然成為相同的DSC加熱曲線的吸熱峰值位置，由于團(tuán)簇樣金屬間化合物的組成互相不同，因此所述DSC加熱曲線的吸熱峰值不同。因此，本發(fā)明和所述專利文獻(xiàn)2很明顯作為Al-Mg系合金板的組織不同。因此，本發(fā)明的要因推測(cè)為所述DSC加熱曲線的100150'C之間的吸熱峰值.。與由Al和Mg形成的(添加Zn等第三元素時(shí)其形成也包括該第三元素)與現(xiàn)有為不同的類型的團(tuán)簇，與所述專利文獻(xiàn)2的Al-Mg系金屬間化合物相同，為納米級(jí)以下的大小。因此，在IO萬(wàn)倍左右的FE-TEM等的顯微組織觀察中不能判別和識(shí)別，從而不能直接證明其存在。因此，在本發(fā)明中，不是直接規(guī)定這些組織(由Al和Mg形成的與現(xiàn)有為不同類型的團(tuán)簇，在添加加Zn等第三元素時(shí)也包括該第三元素而被形成為團(tuán)簇)，而是規(guī)定與所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變量和鋸齒狀突起抑制直接相關(guān)的所述DSC加熱曲線的100150°C之間的吸熱峰值。因此，本發(fā)明和所述專利文獻(xiàn)2，在以所述DSC加熱曲線的吸熱峰值高度作為擠壓成形性提高的指標(biāo)這一點(diǎn)上共通。但是，盡管有所重復(fù)，但在所述專利文獻(xiàn)2和本發(fā)明中，作為對(duì)象的組織和微細(xì)團(tuán)簇不同。在所述專利文獻(xiàn)2中為對(duì)象的是，Mg添加量多的區(qū)域(8mass。/。以上)的Al-Mg系合金板組織中的被稱為卩相的Al-Mg系金屬間化合物的存在形態(tài)(固溶、析出狀態(tài)的穩(wěn)定性)。相對(duì)于此，本發(fā)明作為對(duì)象的雖然是推測(cè)，但是Mg添加量少的區(qū)域(7mass。/。以下)，引外也依存于最終退火條件和附加退火條件的由Al-Mg形成的團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)。另外，添加Zn等第三元素時(shí)，為此第三元素和A1、Mg的團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)。所述專利文獻(xiàn)2和本發(fā)明為不同的組織，以不同團(tuán)簇為對(duì)象，這也由者所達(dá)成的效果不同而得到證明。如前述，在專利文獻(xiàn)2中，不能充分抑制拉伸應(yīng)變痕的發(fā)生。相對(duì)于此，在本發(fā)明中，能夠同時(shí)抑制由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕的發(fā)生，和與所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起相關(guān)聯(lián)的平行帶的發(fā)生。本發(fā)明在作為汽車面板用原材板，特別是外觀重要的外板的表面性狀要求水平更為嚴(yán)格的情況下，也能夠同時(shí)抑制由所述屈服延伸引起的不規(guī)則痕的發(fā)生，和與所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起相關(guān)聯(lián)的平行帶的發(fā)生。其結(jié)果是能夠大大提高汽車面板用原材板的性能。(化學(xué)成分組成)本發(fā)明的鋁合金熱軋板的化學(xué)成分組成，基本上是相當(dāng)于作為Al-Mg系合金的JIS5000系的鋁合金。還有，各元素的含量的。/。顯示全部是質(zhì)量°/。的意思。本發(fā)明特別是作為汽車面板用原材板，需要滿足擠壓成形性、強(qiáng)度、焊接性、耐腐蝕性等諸多特性。因此本發(fā)明的熱軋板，在5000系鋁合金中，是含有Mg:1.57.0質(zhì)量％，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的Al-Mg系鋁合金板。另外，該Al-Mg系鋁合金板的DSC加熱曲線的吸熱峰值變得更顯著，為了進(jìn)一步發(fā)揮效果，所述Al-Mg系鋁合金板優(yōu)選還含有Zn:1.04.0質(zhì)量％。另外，所述Al-Mg系鋁合金板允許還含有Fe:1.0質(zhì)量％以下、Si:0.5質(zhì)量％以下、Mn:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量°/。以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Cu:1.0質(zhì)量％以下、B:0.01質(zhì)量％以下之中的一種或兩種以上。Mg:1.57.0質(zhì)量％Mg提高加工硬化能，確保作為汽車面板用原材板需要的強(qiáng)度和耐久性。另外，其使材料發(fā)生均一的塑性變形而使斷裂裂紋極限提高，使成形性提高。Mg的含量低于1.5時(shí)，含有Mg的這些效果發(fā)揮得不充分。另一方面，若Mg的含量超過(guò)7.0。/。，則板的制造困難，而且在擠壓成形時(shí)反而容易發(fā)生晶界破壞，擠壓成形性顯著降低。因此，Mg的含量為1.57.0質(zhì)量％，優(yōu)選為2.56.5質(zhì)量％。Zn:1.04.0質(zhì)量％Zn使該Al-Mg系鋁合金板的DSC加熱曲線的吸熱峰值顯著，為了進(jìn)一步發(fā)揮效果，選擇性地含有Zn為1.0質(zhì)量％以上。在A1-Mg系鋁合金板中，通常，Zn與Cu均被認(rèn)為是通過(guò)析出強(qiáng)化而使強(qiáng)度提高有效的元素。另外，在專利文獻(xiàn)l中，Zn被認(rèn)為在SS痕的抑制上也是有效的元素。但是如本發(fā)明，通過(guò)與后述的制造條件的組合，能夠成為本發(fā)明規(guī)定DSC加熱曲線的吸熱峰值的組成，由此，抑制與所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起相關(guān)聯(lián)的寬幅的平行帶的發(fā)生，抑制SS痕，關(guān)于這一點(diǎn)并沒(méi)有公知。但是，如果Zn的含量超過(guò)4.0質(zhì)量c/。，則耐腐蝕性降低，因此Zn的含量為4.0質(zhì)量％以下，優(yōu)選所述1.04.0質(zhì)量％的范圍，更優(yōu)選2.03.5質(zhì)量％的范圍。其他元素在本發(fā)明中，作為其他元素，還允許含有Fe、Si、Mn、Cr、Zr、V、Ti、Cu、B之中的一種或兩種以上。這些元素作為溶解原料是隨著鋁合金廢料量(相對(duì)于鋁基體金屬的比例)增加而含量變多的雜質(zhì)元素。即，從Al合金板的循環(huán)利用的觀點(diǎn)出發(fā)，作為溶解原料，不只是使用高純度的鋁基體金屬，以5000系合金和其他Al合金廢料、低純度A1基體金屬等為熔解原料加以使用時(shí)，這些元素的混入量(含量)必然增多。而且，將這些元素降低至例如檢測(cè)界限以下等本身會(huì)招致成本升高，因此需要允許一定程度地含有。另外，在這些元素中，只是少量含有時(shí)，也有晶粒的微細(xì)化效果。AL-Mg系鋁合金板的擠壓成形時(shí)的桔皮，在板的平均晶粒直徑超過(guò)50|am等晶粒直徑大時(shí)容易發(fā)生，板的是晶粒直徑越小越優(yōu)選。另外，這些元素同樣地少量含有，也有使成形性界限提高的效果。但是，另一方面，若這些元素的含量變高，則作為這些元素的弊病，由這些元素引起的粗大的結(jié)晶物和析出物還是會(huì)變多，容易成為破壞的起點(diǎn)，反而使擠壓成形性降低。此外，晶粒直徑也不能過(guò)于微細(xì)，若低于25pm，則SS痕也容易出現(xiàn)。因此，含有這些元素時(shí)，分別為如下范圍Fe:1.0質(zhì)量％以下、Si:0.5質(zhì)量％以下、Mn:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量％以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Cu:1.0質(zhì)量％以下、B:0.01質(zhì)量％以下。制造方法以下對(duì)于本發(fā)明的板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。在本發(fā)明中，至達(dá)到固溶處理前的軋制工序，5182、5082、5083、5056等含有Mg為4.5°/。左右的板，可以利用基于成形用Al-Mg系合金的制造工序的制造方法進(jìn)行制造。即，通過(guò)鑄造(DC鑄造法和連續(xù)鑄造法)、均質(zhì)化熱處理、熱軋的通常的各制造工序制造，成為板厚為1.55.0mm的鋁合金熱軋板。這一階段可以作為制品板階段，另外也可以在冷軋前或冷軋的中途選擇性地一邊進(jìn)行一次或兩次以上的中間退火，再進(jìn)行冷軋，將板厚為1.5mm以下的冷軋板作為制品板。(固溶處理)但是，為了成為本發(fā)明的板，對(duì)于如上這樣得到的所需的板厚的這些熱軋板或冷軋板，首先進(jìn)行伴有急速加熱和急速冷卻的固溶化、淬火處理。進(jìn)行了這一溶化、淬火處理的材料，即T4處理材，與分批退火材要比較，強(qiáng)度和成形性的平衡更估優(yōu)，另外在淬火時(shí)所導(dǎo)入的空穴的作用下，SS痕的發(fā)生也變少。在此，雖然固溶處理溫度的適當(dāng)值會(huì)根據(jù)具體的合金組成而有所不同，但是，需要為40(TC以上57(TC以下的范圍內(nèi)，另外固溶處理溫度下的保持需要為1800秒(30分鐘)以內(nèi)。固溶處理溫度低于400'C時(shí)，合金元素的固溶不充分，強(qiáng)度、延性等有可能降低。另一方面，如果固溶化處理溫度超過(guò)570'C，則晶粒過(guò)度粗大化，成形性的降低和成形時(shí)的桔皮發(fā)生成為問(wèn)題。另外，如果固溶化處理溫度下的保持時(shí)間超過(guò)1800秒，則產(chǎn)生晶粒過(guò)度的粗大化的問(wèn)題。(淬火處理)此外固溶處理后的淬火處理時(shí)的冷卻速度，需要在高溫區(qū)域急冷，在低溫區(qū)域緩冷。即，首先，板的溫度從固溶溫度至IO(TC的冷卻速度需要為5'C/秒以上。冷卻速度低于5t:/秒時(shí)，抑制SS痕的發(fā)生的效果變小，即使其后施加預(yù)加工和退火而成為最終板，仍有可能發(fā)生SS痕。繼此急冷之后，板的溫度IOO'C以下至室溫的冷卻速度，作為本發(fā)明的板，為了使所述DSC加熱曲線的100150'C之間的吸熱峰值高度為200.(HiW以上很重要。該低溫區(qū)域的冷卻需要緩冷，使IOO'C以下至室溫的冷卻速度為rc/分以下的冷卻速度而進(jìn)行緩冷。用于緩冷的下限值沒(méi)有特別限定，但優(yōu)選為o.orc/分以上。根據(jù)這樣的淬火條件，推測(cè)在所述Al-Mg系合金板的組織中，由A1和Mg形成的(添加Zn等第三元素時(shí)，形成也含該元素)與現(xiàn)有為不同類型的團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)生成。因此，如果該低溫區(qū)域的冷卻為所述高溫區(qū)域的急冷速度或超過(guò)所述rc/分的冷卻速度等，此淬火條件不適當(dāng)，則推測(cè)使加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度為28pW/mm3以上，能夠確實(shí)地防止SS痕的發(fā)生的該團(tuán)簇不會(huì)生成。艮卩，該低溫區(qū)域的冷卻超過(guò)TC/分時(shí)，即使其后施加預(yù)應(yīng)變而成為最終板，仍有可能發(fā)生SS痕。還有，這樣的固溶處理、淬火可以使用連續(xù)退火線(CAL)等連續(xù)地進(jìn)行，或者也可以加熱使用鹽浴，冷卻使用水淬火、油淬火、強(qiáng)制空冷等分批式進(jìn)行。在此，實(shí)施最佳的使用CAL的固溶處理、淬火時(shí)，室溫固溶處理溫度的一般的加熱和冷卻的速度均為510(TC/秒左右。(預(yù)應(yīng)變)為了成為本發(fā)明的板，SS痕之中，特別是為了消除不規(guī)則痕，如以往在實(shí)施這些固溶化處理、淬火后，還會(huì)對(duì)板材進(jìn)行施加預(yù)應(yīng)變的新途徑加工(預(yù)加工)。其通過(guò)例如表皮光軋、冷軋或利用輥式矯直機(jī)的反復(fù)彎曲加工等來(lái)進(jìn)行。如此調(diào)整屈服點(diǎn)值的增加部分而使之處于特定的范圍內(nèi)，以進(jìn)行作為預(yù)加工的冷加工，由此確實(shí)地抑制擠壓成形時(shí)的屈服延伸的發(fā)生，可以確實(shí)地防止SS痕，特別是不規(guī)則痕的發(fā)生。因此，本發(fā)明的Al-Mg系鋁合金板中，優(yōu)選以預(yù)先施加一定的預(yù)應(yīng)變之后再進(jìn)行擠壓成形為前提。預(yù)應(yīng)變的施加量與屈服點(diǎn)值增加若干這樣的現(xiàn)有的一般性的用于不規(guī)則痕發(fā)生防止而進(jìn)行的預(yù)加工等同即可。例如，在表皮光軋、冷軋或利.用輥式矯直機(jī)進(jìn)行的反復(fù)彎曲加工等之中，施加加工率為1%5%左右的預(yù)應(yīng)變。通過(guò)施加這樣的預(yù)應(yīng)變(冷加工)，能夠積極地向材料內(nèi)導(dǎo)入大量變形帶，可以確實(shí)地防止屈服延伸的發(fā)生，即使在晶粒微細(xì)的A1-Mg系合金板中也可以穩(wěn)定防止不規(guī)則痕的發(fā)生。在其以上的高的加工率下，在考慮不進(jìn)行最終退火的本發(fā)明這樣的制造方法的情況下，反而有可能使延性、成形性降低而不為優(yōu)選。(附加退火)在本發(fā)明中，在該預(yù)加工之后，如果進(jìn)行急速加熱至250'C以上、低于55(TC左右的溫度并急速冷卻這樣的最終退火，則在需要時(shí)，進(jìn)行加熱14到5010(TC的溫度的附加退火或時(shí)效處理。進(jìn)行最終退火時(shí)，容易成為溫度過(guò)高、保持時(shí)間過(guò)長(zhǎng)、冷卻速度過(guò)慢等的再結(jié)晶進(jìn)行這樣的條件，所述冷加工帶來(lái)的ss痕抑制的效果喪失，一部分會(huì)發(fā)生晶粒的粗大化，產(chǎn)生成形時(shí)的桔皮等問(wèn)題。另外，在加熱途中或冷卻途中(過(guò)程)，Al-Mg系等金屬間化合物容易大量析出，不能使所述DSC加熱曲線的100150'C之間的吸熱峰值高度達(dá)到28nW/mm3以上，不能確實(shí)地防止SS痕的發(fā)生的可能性高。另外，如果A1-Mg系等的金屬間化合物容易大量析出，則在結(jié)晶晶界等產(chǎn)生含有Mg和Cu以外的其他合金添加元素的第二相粒子粗大化，招致延性、成形性或耐腐蝕性的降低，抑制SS痕的效果也降低。在需要進(jìn)行附加退火(時(shí)效)處理時(shí)，作為本發(fā)明的板，為了確實(shí)地使所述DSC加熱曲線的100150"C之間的吸熱峰值高度達(dá)到28nW/mm3以上，在所述預(yù)應(yīng)外的施加后，以5(TC以上、低于10(TC的極低溫進(jìn)行。以更高溫度進(jìn)行附加退火(時(shí)效)處理時(shí)，例如含有Zn等，也會(huì)有不能使所述DSC加熱曲線的100150。C之間的吸熱峰值高度達(dá)到28pW/mm3以上的可能性。其理由被推測(cè)是由于，通過(guò)高溫的附加退火(時(shí)效)處理，在所述A1-Mg系合金板的組織中，所述團(tuán)簇(超微細(xì)金屬間化合物)重新或進(jìn)一步生成。該附加退火(時(shí)效)處理時(shí)間在所述溫度范圍保持加熱30分240分左右而進(jìn)行。若所述溫度過(guò)低而低于50°C，或保持時(shí)間過(guò)短，則沒(méi)有附加退火(時(shí)效)處理的所述效果。另一方面，若所述溫度過(guò)高達(dá)IOO'C以上，或保持時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，則有所述團(tuán)簇發(fā)生問(wèn)題，同時(shí)在進(jìn)行高溫的最終退火時(shí)產(chǎn)生的再結(jié)晶進(jìn)行這樣的問(wèn)題同樣產(chǎn)生的可能性。以下，列舉實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例的限制，在能夠符合前后述宗旨的范圍也可適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實(shí)施例接下來(lái)，說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例。制造表l所示的發(fā)明例、比較例的各組成的Al-Mg系合金板，以表2所示的條件進(jìn)行調(diào)質(zhì)后，分別測(cè)定、評(píng)價(jià)該調(diào)質(zhì)后的板的組織、機(jī)械的特性。其結(jié)果顯示在表3中。熱軋板和冷軋板的制造方法，各例均共通進(jìn)行。即，以500'C對(duì)于由書(shū)型鑄模(bookmold)鑄造的50mm厚的鑄錠進(jìn)行8小時(shí)的均質(zhì)化熱處理，其后，在該均質(zhì)化熱處理溫度鄰域開(kāi)始熱軋。成為板厚為3.5mm的熱軋板。在將該熱軋板進(jìn)行冷軋直至1.35mm的板厚后，如表2所示，根據(jù)行中間退火)，再進(jìn)行冷軋而成為l.Omm厚的冷軋板。對(duì)于這些冷軋板，以如表2中與表1的合金編號(hào)一起顯示的各個(gè)不同的條件進(jìn)行固溶、淬火處理。接著，作為施加預(yù)應(yīng)變的冷加工，各例一起共通地進(jìn)行加工率3%的表皮光軋，其后以表2所示的各不同條件進(jìn)行附加退火，進(jìn)行未進(jìn)行的調(diào)整處理。從這些調(diào)質(zhì)處理后的板上切下試驗(yàn)片(lmm厚)，分別測(cè)定、評(píng)價(jià)該調(diào)質(zhì)后的板的組織、機(jī)械的特性。其結(jié)果分別顯示在表3中。在此，表2和表3的簡(jiǎn)碼相同，簡(jiǎn)碼彼此相同的表示同一例。(示差熱分析)作為所述板的組織的調(diào)查，從所述試驗(yàn)片的任意處，切下5個(gè)直徑3mm的圓盤狀試料(各試料的體積為7.07mm3)，求得通過(guò)示差熱分析(DSC)以所述條件測(cè)定時(shí)的來(lái)自固相的加熱曲線。然后，求得本發(fā)明的10015(TC范圍的兩個(gè)溫度區(qū)域的吸熱峰值的高度作為該區(qū)域的DSC加熱曲線的的最大值。還有，該吸熱峰值的高度(pW)，作為DSC加熱曲線的的最大值的平均值5個(gè)圓盤狀試料的測(cè)定結(jié)果的平均值而求得。另外，為了比較，也求得所述專利文獻(xiàn)2的5010(TC之間的吸熱峰值高度的平均值。另外在后述表3中，顯示如上述測(cè)定的10015(TC的范圍的吸熱峰值的高度(^W)的值和5010(TC之間的吸熱峰值高度(iaW)的值，并且還顯示使10015(TC的范圍的吸熱峰值的高度(pW)的值除以測(cè)定試料的體積，如此進(jìn)行計(jì)算的每單位體積的吸熱峰值高度(^W/mm3)的值。關(guān)于這些數(shù)據(jù)的提取，各例均共通，在測(cè)定溫度5crc的位置使'吸熱量、發(fā)熱量為0而進(jìn)行補(bǔ)正后，求得吸熱峰值高度(pW)。這時(shí)，來(lái)自所述圖1所示的固相的加熱曲線(示差掃描熱分析曲線)的縱軸的HeatFlow根據(jù)0.00的基準(zhǔn)線，測(cè)定達(dá)到各吸熱峰值的距離(pW)。示差熱分析條件各例均共通，以下述的條件進(jìn)行。試驗(yàn)裝置七4-一<>》A>>^公司制DSC220C，標(biāo)準(zhǔn)物質(zhì)純鋁，試料容器純鋁，升溫條件15°C/min，氣氛(試料容器內(nèi))氬氣(氣體流量50ml/min)，試驗(yàn)試料重量24.526.5mg。(平均晶粒直徑〉作為所述板的組織的調(diào)查，以使用SEM-EBSP的結(jié)晶方位分析方法測(cè)定所述試驗(yàn)片的平均晶粒直徑。該結(jié)晶方位分析方法掃描型電子顯微鏡SEM(ScanningElectronMicrosc叩e)和背散射電子衍圖樣EBSP(ElectronBackscatterDiffractionPattern)測(cè)定分析系統(tǒng)(分析軟件)。測(cè)定是以所述試驗(yàn)片的板截面作為EBSP測(cè)定面，該EBSP測(cè)定是在所述試驗(yàn)片的軋制方向的任意5處的板截面，求得具有傾角15°以上的方位差的大傾角晶界的晶粒的平均晶粒直徑(pm〉。作為SEM裝置，使用日本電子公司制SEM(JEOLJSM5410)，作為EBSP測(cè)定分析系統(tǒng)使用TSL公司制的OIM(OrientationImagingMacrograph,分析軟件名"OIMAnalysis")。(機(jī)械的特性)作為所述板的機(jī)械的特性的調(diào)查，進(jìn)行上述各試驗(yàn)片的拉伸試驗(yàn)，分別測(cè)定抗拉強(qiáng)度(MPa)、0.2%屈服強(qiáng)度(MPa)、拉伸率(％)。這些結(jié)果顯示在表3中。試驗(yàn)條件是提取相對(duì)于軋制方向?yàn)橹苯欠较虻腏ISZ2201的5號(hào)試驗(yàn)片(25mmx50mmGLx板厚)，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)基于JISZ224H1980)(金屬材料拉伸試驗(yàn)方法)，以室溫20。C進(jìn)行試驗(yàn)。另外,十字頭速度為5mm/分，以一定的速度進(jìn)行直至試驗(yàn)片斷裂。(SS痕發(fā)生評(píng)價(jià))同時(shí)，為了進(jìn)行作為所述板的擠壓成形性的SS痕發(fā)生評(píng)價(jià)，調(diào)査所述拉伸試驗(yàn)時(shí)的屈服拉伸率(％)，和所述應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀的鋸齒狀突起發(fā)生的應(yīng)變量(臨界應(yīng)變量％)，和應(yīng)力(臨界應(yīng)力量N/mm2)。其結(jié)果顯示在表3中。如表1、2，各發(fā)明例Mg含量滿足本發(fā)明的組成規(guī)定，以所述優(yōu)選的制造條件制造。其結(jié)果如表3，各發(fā)明例所述調(diào)質(zhì)處理后的Al-Mg系鋁合17金板的所述DSC加熱曲線(通過(guò)示差熱分析測(cè)定熔解過(guò)程中的熱變化而得到的來(lái)自固相的加熱曲線)的10015(TC之間的吸熱峰值高度為28pW/mm3以上。另外，另一方面，各發(fā)明例如表3，在所述DSC加熱曲線的5010(TC之間的DSC加熱曲線的pW的最大值(平均值)低，不存在所述專利文獻(xiàn)2這樣的吸熱峰值。由此如表3，各發(fā)明例鋁合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變?yōu)?%以上，高的為15.0%或20.0%以上，而且，這些優(yōu)異的SS痕特性能夠在不降低JIS5052合金和JIS5182合金等的5000系鋁合金板所具有抗拉強(qiáng)度和拉伸率等的優(yōu)異的機(jī)械的特性水平的前提下達(dá)到。另一方面，比較例23是表1的合金編號(hào)21，如表2，固溶處理后的100'C以上的淬火冷卻速度過(guò)低。比較例24是表1的合金編號(hào)22，Zn的含量過(guò)多，且如表2，附加退火的溫度過(guò)高達(dá)100°C。比較例25是表1的合金編號(hào)23，Mg含量過(guò)多。其結(jié)果如表3，各比較例所述DSC加熱曲線的10015(TC之間的吸熱峰值高度低得低于28^iW/mm3，鋁合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變低得低于8%，SS痕特性低。比較例2630均是表1的適量含有Zn的合金編號(hào)8，雖然滿足本發(fā)明的組成規(guī)定，但是如表2，由制造條件分別脫離所述優(yōu)選的制造條件制造。比較例26，如表2，固溶處理溫度過(guò)低為36(TC。比較例27，如表2，從固溶處理后的淬火處理的時(shí)的固溶溫度到100'C的冷卻速度過(guò)低，為0.5'C/秒。比較例28，如表2，附加退火的溫度過(guò)高為20(TC。比較例29，如表2，固溶處理溫度過(guò)低為350'C。比較例30，如表2，固溶處理后的淬火處理的時(shí)的IOO'C以下到室溫的冷卻速度過(guò)為5(TC/秒。其結(jié)果如表3，這些比較例2630，所述DSC加熱曲線的100150t:之間的吸熱峰值高度低得低于28pW/mm3，鋁合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變低得低于8%，SS痕特性低。由以上的實(shí)施例證明，本發(fā)明各要件或優(yōu)選要件對(duì)于SS痕特性的臨界的意義。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>表3板特性<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>產(chǎn)業(yè)上的利用可能性.如以上說(shuō)明，根據(jù)本發(fā)明，能夠提供拉伸應(yīng)變痕(ss痕)的發(fā)生少，成形性優(yōu)異的A1-Mg系鋁合金板。其結(jié)果是，在面向?qū)Π鍞D壓成形并加以使用的所述汽車等的大量用途中，擴(kuò)大了Al-Mg系鋁合金板的應(yīng)用。權(quán)利要求1.一種鋁合金板，是Al-Mg系鋁合金板，其特征在于，含有Mg1.5～7.0質(zhì)量％，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，通過(guò)示差熱分析測(cè)定該板的熔解過(guò)程中的熱變化而得到的來(lái)自固相的加熱曲線的100～150℃之間的吸熱峰值高度為28μW/mm3以上。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板還含有Zn:1.04.0質(zhì)量％。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板還含有從Fe:1,0質(zhì)量％以下、Si:0.5質(zhì)量％以下、Mn:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量％以下、V:0.3質(zhì)量°/。以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Cu:1.0質(zhì)量％以下、B:0.01質(zhì)量％以下中選出的一種或兩種以上。4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板還含有從Fe:1.0質(zhì)量°/0以下、Si:0.5質(zhì)量％以下、Mn:1.0質(zhì)量％以下、Cr:0.3質(zhì)量％以下、Zr:0.3質(zhì)量％以下、V:0.3質(zhì)量％以下、Ti:0.1質(zhì)量％以下、Cu:1.0質(zhì)量％以下、B:0.01質(zhì)量％以下中選出的一種或兩種以上。5.根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板為汽車外面板用。6.根據(jù)權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀突起發(fā)生的臨界應(yīng)變?yōu)?%以上。全文摘要提供一種拉伸應(yīng)變痕的發(fā)生少，成形性優(yōu)異的Al-Mg系鋁合金板。是在預(yù)先施加一定的預(yù)應(yīng)變后而進(jìn)行擠壓成形的Al-Mg系鋁合金板，一定量含有Mg，過(guò)示差熱分析測(cè)定該板的熔解過(guò)程中的熱變化而得到的來(lái)自固相的加熱曲線的100～150℃之間的吸熱峰值高度為28μW/mm³以上，其抑制嚴(yán)酷成形條件下的擠壓成形時(shí)的拉伸應(yīng)變痕。文檔編號(hào)C22C21/08GK101684531SQ20091017516公開(kāi)日2010年3月31日申請(qǐng)日期2009年9月25日優(yōu)先權(quán)日2008年9月26日發(fā)明者松本克史,長(zhǎng)尾護(hù)申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所