JP2012046776A - 成形用アルミニウム合金板 - Google Patents
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Abstract
【課題】高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板でのβ相の析出を低減して、プレス成形性を向上させた成形用アルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含むＡｌ−Ｍｇ系合金からなる成形用アルミニウム合金板であって、合金板の表面に設定された全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域において、板幅方向および板長さ方向に所定の間隔ａ、ｂで設定された板幅方向測定点ＰｘでＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、板幅方向測定点Ｐｘにおいて、板厚方向に所定の間隔ｃで全板厚Ｔにわたって設定された板厚方向測定点ＰｙでＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の絶対値は、最大値が０．５質量％以下、かつ、平均値が０．１質量％以下である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含むＡｌ−Ｍｇ系合金からなる成形用アルミニウム合金板であって、合金板の表面に設定された全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域において、板幅方向および板長さ方向に所定の間隔ａ、ｂで設定された板幅方向測定点ＰｘでＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、板幅方向測定点Ｐｘにおいて、板厚方向に所定の間隔ｃで全板厚Ｔにわたって設定された板厚方向測定点ＰｙでＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の絶対値は、最大値が０．５質量％以下、かつ、平均値が０．１質量％以下である。
【選択図】図１
Description
本発明は、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板であって、高い成形性を有する成形用アルミニウム合金板に関するものである。
周知の通り、従来から、自動車、船舶、航空機あるいは車両などの輸送機、機械、電気製品、建築、構造物、光学機器、器物の部材や部品用として、各種アルミニウム合金板が、合金毎の各特性に応じて汎用されている。これらのアルミニウム合金板は、多くの場合、プレス成形などで成形されて、上記各用途の部材や部品とされる。この点、高成形性の点からは、アルミニウム合金のなかでも、強度・延性バランスに優れたＡｌ−Ｍｇ系合金が有利である。このＡｌ−Ｍｇ系合金としては、例えば、ＪＩＳＡ５０５２、５１８２等が代表的な合金である。しかし、このＡｌ−Ｍｇ系合金板は、従来の冷延鋼板と比較すると延性に劣り、成形性に劣っている。このため、従来から、Ａｌ−Ｍｇ系合金板に関して、成分系の検討や製造条件の最適化検討が行われている。
例えば、Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ含有量を増加させて、６質量％、できれば８質量％を超える高Ｍｇ化させると、強度延性バランスが向上する。しかし、このような高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、ＤＣ鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延を施す、通常の製造方法では、工業的に製造することは困難である。その理由は、鋳造の際に鋳塊にＭｇが偏析したり、通常の熱間圧延では、Ａｌ−Ｍｇ系合金の延性が著しく低下するために、割れが発生し易くなるからである。
一方、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を、割れの発生する温度域を避けて、低温での熱間圧延で製造することも困難である。その理由は、このような低温圧延では、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金の材料の変形抵抗が著しく高くなり、現状の圧延機の能力では、製造できる製品サイズが極端に限定されるためである。また、高ＭｇのＡｌ−Ｍｇ系合金のＭｇ含有許容量を増加させるために、ＦｅやＳｉ等の第三元素を添加する方法等も提案されている。しかし、これら第三元素の含有量が増えると、粗大な金属間化合物を形成しやすく、アルミニウム合金板の延性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有許容量の増加には限界があり、Ｍｇが８質量％を超える量を含有させることは困難であった。
このため、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を、双ロール式などの連続鋳造法で製造することが種々提案されている。
例えば、特許文献１では、６〜１０質量％の高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を双ロール式連続鋳造法で製造し、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物の平均サイズを１０μｍ以下とした自動車用アルミニウム合金板が記載されている。
例えば、特許文献１では、６〜１０質量％の高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を双ロール式連続鋳造法で製造し、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物の平均サイズを１０μｍ以下とした自動車用アルミニウム合金板が記載されている。
また、特許文献２では、２.５〜８質量％の高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を連続鋳造法で製造し、１０μｍ以上のＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物の個数を３００個／ｍｍ２以下、平均結晶粒径が１０〜７０μｍとした自動車ボディーシート用アルミニウム合金板が記載されている。
また、特許文献３では、８〜１４質量％の高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板を双ロール式連続鋳造法で製造し、板厚方向にわたって測定された各Ｍｇ濃度と、これらを平均化した平均Ｍｇ濃度との関係において、平均Ｍｇ濃度からの各Ｍｇ濃度のずれ幅の最大値が絶対値で４質量％以下、平均値が絶対値で０．８質量％以下とすることによって、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物の析出を抑制したアルミニウム合金板が記載されている。
特許文献１、２に記載されているように、鋳造の際に晶出するＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物は、プレス成形の際に破壊の起点となりやすい。したがって、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板のプレス成形性を向上させるためには、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物（β相とも言う）を、微細化させること、または、粗大なものを少なくすることが有効である。そして、特許文献１、２では、鋳造工程における冷却速度（鋳造速度）を速くして、鋳造の際に晶出するＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物を抑制している。ただ、高Ｍｇ含有量となるほど、鋳造工程における冷却速度制御だけで、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板のβ相を、プレス成形性に悪影響しない程度に低減することは難しいという問題がある。
特許文献３では、均質化熱処理と最終焼鈍条件により板厚方向にわたってのＭｇの偏析度合い（Ｍｇ濃度分布）を抑制して、Ｍｇの偏析（濃度むら）に起因するＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物（β相）の析出を抑制している。しかし、従来技術の双ロール式連続鋳造法を用いて製造した高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板は、板幅方向でもＭｇの偏析が発生するため、板厚方向にわたってのＭｇの偏析度合いを抑制しただけでは、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板のβ相を、プレス成形性に悪影響しない程度に低減することは難しいという問題がある。
したがって、鋳造工程における冷却速度、および、鋳造工程以降における均質化熱処理と最終焼鈍条件による板厚方向にわたってのＭｇの偏析度合いの抑制以外に、あるいは、これに加えて、更に、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板のβ相をプレス成形性に悪影響しない程度に低減できる技術が要望されている。
本発明はこのような問題を解決するためになされたものであって、その課題は、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金板の内部でのβ相の析出を低減して、プレス成形性を向上させた成形用アルミニウム合金板を提供することにある。
前記課題を解決するために、本発明に係る成形用アルミニウム合金板は、Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物とからなる成形用アルミニウム合金板であって、前記成形用アルミニウム合金板の表面に設定された全板幅を１辺とする正方形状の領域において、板幅方向および板長さ方向に所定の間隔で設定された複数の板幅方向測定点でＭｇ濃度を測定し、それらのＭｇ濃度の平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、前記板幅方向測定点において、板厚方向に所定の間隔で全板厚にわたって設定された複数の板厚方向測定点でＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の絶対値は、その最大値が０．５質量％以下、かつ、その平均値が０．１質量％以下であることを特徴とする。
前記構成によれば、成形用アルミニウム合金板の板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差で定義される領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）が所定値以下の最大値および平均値であることによって、成形用アルミニウム合金板の板全体、すなわち、板厚方向および板幅方向の両方向でのＭｇの偏析が抑制されるため、成形用アルミニウム合金板の内部でのβ相の析出が低減されると共に、成形時の不均一変形、不均一変形に起因した歪み集中が抑制される。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板は、前記領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）に加えて、当該領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の算出に際して、前記板幅方向測定点の少なくとも１つにおいて、板厚方向に所定の間隔で全板厚にわたって測定されたＭｇ濃度を板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）としたとき、板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）との差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度（Ｙ）の絶対値は、その最大値が４質量％以下、かつ、その平均値が０．８質量％以下であることが好ましい。
前記構成によれば、前記領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）に加えて、成形用アルミニウム合金板の板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）との差で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度（Ｙ）が所定値以下の最大値および平均値であることによって、Ｍｇの偏析がさらに抑制されるため、成形用アルミニウム合金板の内部でのβ相の析出がさらに低減されると共に、成形時の不均一変形、不均一変形に起因した歪み集中がさらに抑制される。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板は、前記Ｍｇの含有量が、８質量％を超えて１４質量％以下であることが好ましい。
前記構成によれば、Ｍｇ含有量を所定範囲に規定することによって、成形用アルミニウム合金板の強度、延性が向上すると共に、成形用アルミニウム合金板の内部でのβ相の析出が低減される。
前記構成によれば、Ｍｇ含有量を所定範囲に規定することによって、成形用アルミニウム合金板の強度、延性が向上すると共に、成形用アルミニウム合金板の内部でのβ相の析出が低減される。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板は、前記不純物が、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下の少なくとも１種以上の元素であることが好ましい。
前記構成によれば、不純物としてのＦｅ、Ｓｉの含有量を規制することによって、成形用アルミニウム合金板の内部にＡｌ−Ｍｇ−（Ｆｅ、Ｓｉ）などからなるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物や、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−ＳｉなどからなるＡｌ−Ｍｇ系以外の金属間化合物が析出することが抑制され、破壊靭性やプレス成形性が向上する。また、不純物としてのＴｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｚｎの含有量を規制することによって、プレス成形性が阻害されない。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板は、Ｍｇの偏析を抑制することによってβ相の形成が低減され、優れたプレス成形性を得ることができる。また、成形用アルミニウム合金板は、Ｍｇ含有量をより狭い範囲に規制、または、Ｍｇ以外にＦｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｚｎの少なくとも１種以上の元素を不純物として含有し、その含有量を規制することによって、プレス成形性がさらに向上する。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板の実施形態について、詳細に説明する。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板と称す）は、Ｍｇを高含有量で含むアルミニウム合金からなり、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏと板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘを所定値以下に規制したことを特徴とする。
本発明に係る成形用アルミニウム合金板（以下、アルミニウム合金板と称す）は、Ｍｇを高含有量で含むアルミニウム合金からなり、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏと板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘを所定値以下に規制したことを特徴とする。
まず、アルミニウム合金板の化学成分組成について、各合金元素の意義、および、その数値限定理由について説明する。
アルミニウム合金板は、Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物とからなるアルミニウム合金、すなわち、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金から構成される。また、アルミニウム合金板は、Ｍｇ以外の元素として、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下の少なくとも１種以上の元素を不純物として含有する高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金から構成されることが好ましい。
アルミニウム合金板は、Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物とからなるアルミニウム合金、すなわち、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金から構成される。また、アルミニウム合金板は、Ｍｇ以外の元素として、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下の少なくとも１種以上の元素を不純物として含有する高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金から構成されることが好ましい。
（Ｍｇ）
ＭｇはＡｌ合金板の強度、延性を高める重要合金元素である。Ｍｇ含有量が６．０質量％未満であると、強度、延性が不足して、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金の特徴が出ず、プレス成形性が不足する。一方、Ｍｇ含有量が１５．０質量％を超えると、製造方法や条件の制御を行なっても、アルミニウム合金板のＭｇの偏析、すなわち、前記領域Ｍｇ偏析度を所定範囲内に規定することが難しくなる。この結果、アルミニウム合金板でのβ相の析出が多くなり、プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は、６．０〜１５．０質量％、好ましくは８質量％を超え１４質量％以下である。
ＭｇはＡｌ合金板の強度、延性を高める重要合金元素である。Ｍｇ含有量が６．０質量％未満であると、強度、延性が不足して、高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金の特徴が出ず、プレス成形性が不足する。一方、Ｍｇ含有量が１５．０質量％を超えると、製造方法や条件の制御を行なっても、アルミニウム合金板のＭｇの偏析、すなわち、前記領域Ｍｇ偏析度を所定範囲内に規定することが難しくなる。この結果、アルミニウム合金板でのβ相の析出が多くなり、プレス成形性が著しく低下する。また、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は、６．０〜１５．０質量％、好ましくは８質量％を超え１４質量％以下である。
（Ｆｅ、Ｓｉ）
ＦｅとＳｉは、できるだけ少ない量に規制すべき元素である。ＦｅとＳｉは、Ａｌ−Ｍｇ−（Ｆｅ、Ｓｉ）などからなるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物や、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−ＳｉなどのＡｌ−Ｍｇ系以外の金属間化合物となって析出する。Ｆｅ含有量が１．０質量％を超える場合、または、Ｓｉ含有量が０．５質量％を超える場合には、これらの金属間化合物の析出量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。その結果、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Ｆｅ含有量は１．０質量％以下、好ましくは０．５質量％以下、Ｓｉ含有量は０．５質量％以下、好ましくは０．３質量％以下である。
ＦｅとＳｉは、できるだけ少ない量に規制すべき元素である。ＦｅとＳｉは、Ａｌ−Ｍｇ−（Ｆｅ、Ｓｉ）などからなるＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物や、Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−ＳｉなどのＡｌ−Ｍｇ系以外の金属間化合物となって析出する。Ｆｅ含有量が１．０質量％を超える場合、または、Ｓｉ含有量が０．５質量％を超える場合には、これらの金属間化合物の析出量が過大となって、破壊靱性や成形性を大きく阻害する。その結果、プレス成形性が著しく低下する。したがって、Ｆｅ含有量は１．０質量％以下、好ましくは０．５質量％以下、Ｓｉ含有量は０．５質量％以下、好ましくは０．３質量％以下である。
（Ｔｉ、Ｂ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｕ、Ｚｎ）
Ｔｉ、Ｂには鋳板（鋳塊）組織の微細化効果、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖには圧延板組織の微細化効果がある。また、Ｃｕ、Ｚｎには、強度を向上させる効果もある。このため、これらの効果を狙って敢えて含有させる場合もあり、本発明の合金板の特性であるプレス成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０質量％以下が好ましい。
Ｔｉ、Ｂには鋳板（鋳塊）組織の微細化効果、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖには圧延板組織の微細化効果がある。また、Ｃｕ、Ｚｎには、強度を向上させる効果もある。このため、これらの効果を狙って敢えて含有させる場合もあり、本発明の合金板の特性であるプレス成形性を阻害しない範囲で、これら元素を一種または二種以上含有させることは許容される。これらの許容量は、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０質量％以下が好ましい。
次に、アルミニウム合金板の板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏ、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉ、および、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏと板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘについて、図１を参照して詳細に説明する。
（板幅方向平均Ｍｇ濃度：Ｃｏ）
図１（ａ）に示すように、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏは、アルミニウム合金板の表面に設定された全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域、すなわち、全板幅Ｗとその全板幅Ｗと同じ長さの板長さＬで囲まれた領域において、板幅方向に所定の間隔ａ、かつ、板長さ方向に所定の間隔ｂで設定された複数の板幅方向測定点Ｐｘでアルミニウム合金板の表面でのＭｇ濃度を測定し、それらのＭｇ濃度を平均化したもの、すなわち、測定されたＭｇ濃度の平均値である。そして、この板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏは、アルミニウム合金板の表面での板幅方向におけるＭｇの偏析度合いの指標となる。また、Ｍｇ濃度の測定には、線分析が可能なＥＰＭＡ（電子線プローブマイクロアナライザ）を用い、アルミニウム合金板の板幅方向に走査してＭｇ濃度を測定する。
図１（ａ）に示すように、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏは、アルミニウム合金板の表面に設定された全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域、すなわち、全板幅Ｗとその全板幅Ｗと同じ長さの板長さＬで囲まれた領域において、板幅方向に所定の間隔ａ、かつ、板長さ方向に所定の間隔ｂで設定された複数の板幅方向測定点Ｐｘでアルミニウム合金板の表面でのＭｇ濃度を測定し、それらのＭｇ濃度を平均化したもの、すなわち、測定されたＭｇ濃度の平均値である。そして、この板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏは、アルミニウム合金板の表面での板幅方向におけるＭｇの偏析度合いの指標となる。また、Ｍｇ濃度の測定には、線分析が可能なＥＰＭＡ（電子線プローブマイクロアナライザ）を用い、アルミニウム合金板の板幅方向に走査してＭｇ濃度を測定する。
また、アルミニウム合金板の板幅方向のＭｇの偏析度合いの再現性を得るために、アルミニウム合金板の表面に全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域を設定し、その領域内のアルミニウム合金板の表面でのＭｇ濃度を測定する必要がある。そして、領域内に設定する板幅方向測定点Ｐｘの個数（点数）は、板幅方向に板端を含まずに５点以上、かつ、板長さ方向に５点以上の合計２５点以上が好ましい。そして、板幅方向測定点Ｐｘの個数が２５点以上となるように、板幅方向の間隔ａおよび板長さ方向の間隔ｂを設定する。さらに、板長さ方向の間隔ｂは、板幅方向の間隔ａの０．５〜２倍の間隔に設定することが好ましい。
（板厚方向平均Ｍｇ濃度：Ｃｉ）
図１（ｂ）に示すように、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは、前記領域に設定された複数の板幅方向測定点Ｐｘの全ての測定点において、板厚方向に所定の間隔ｃで全板厚Ｔにわたって設定された複数の板厚方向測定点Ｐｙで板深さ位置でのＭｇ濃度（後記する板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔと同義）を測定し、それらのＭｇ濃度を平均化したもの、すなわち、測定されたＭｇ濃度の平均値である。そして、この板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは、アルミニウム合金板の板厚方向（板深さ方向）におけるＭｇの偏析度合いの指標となる。また、Ｍｇ濃度の測定は、前記と同様にＥＰＭＡを用いて、板幅方向の断面を板厚方向に走査して全板厚Ｔの範囲における各厚み位置部分でのＭｇ濃度を測定する。
図１（ｂ）に示すように、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは、前記領域に設定された複数の板幅方向測定点Ｐｘの全ての測定点において、板厚方向に所定の間隔ｃで全板厚Ｔにわたって設定された複数の板厚方向測定点Ｐｙで板深さ位置でのＭｇ濃度（後記する板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔと同義）を測定し、それらのＭｇ濃度を平均化したもの、すなわち、測定されたＭｇ濃度の平均値である。そして、この板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは、アルミニウム合金板の板厚方向（板深さ方向）におけるＭｇの偏析度合いの指標となる。また、Ｍｇ濃度の測定は、前記と同様にＥＰＭＡを用いて、板幅方向の断面を板厚方向に走査して全板厚Ｔの範囲における各厚み位置部分でのＭｇ濃度を測定する。
また、アルミニウム合金板の板厚方向におけるＭｇの偏析度合いの再現性を得るために、板厚方向の間隔ｃは０．２ｍｍ以下に設定することが好ましい。なお、板厚方向測定点Ｐｙの初回測定点は、既に測定済の前記板幅方向測定点Ｐｘとなる。
（領域Ｍｇ偏析度：Ｘ）
領域Ｍｇ偏析度Ｘは、板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義されるもので、アルミニウム合金板の板全体、すなわち、板厚方向および板幅方向の両方でのＭｇの偏析度合いの指標となる。そして、本発明に係るアルミニウム合金板においては、領域Ｍｇ偏析度Ｘの絶対値が、その最大値で０．５質量％以下、かつ、その平均値で０．１質量％以下である。なお、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏ、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉおよび領域Ｍｇ偏析度Ｘは、アルミニウム合金板の化学成分組成、後記する製造条件、具体的には鋳造の際の冷却条件、鋳板板厚または面削量、均質化熱処理条件、最終焼鈍条件で制御される。
領域Ｍｇ偏析度Ｘは、板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義されるもので、アルミニウム合金板の板全体、すなわち、板厚方向および板幅方向の両方でのＭｇの偏析度合いの指標となる。そして、本発明に係るアルミニウム合金板においては、領域Ｍｇ偏析度Ｘの絶対値が、その最大値で０．５質量％以下、かつ、その平均値で０．１質量％以下である。なお、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏ、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉおよび領域Ｍｇ偏析度Ｘは、アルミニウム合金板の化学成分組成、後記する製造条件、具体的には鋳造の際の冷却条件、鋳板板厚または面削量、均質化熱処理条件、最終焼鈍条件で制御される。
領域Ｍｇ偏析度Ｘの最大値や平均値がプラス側に大きくなった場合、Ｍｇの偏析に起因するβ相が析出しやすくなる。このため、破壊の起点となるβ相が増加して、強度、伸びが低下し、成形性が低下する。また、領域Ｍｇ偏析度Ｘの最大値や平均値がマイナス側に大きくなった場合、Ｍｇ濃度が大幅に低くなる部分が局部的に多く存在することとなるため、このようなＭｇ濃度が大幅に低くなる部分では強度が低くなる。このため、成形における引張変形時には、このＭｇ濃度が低くなる部分のみが優先的に変形する不均一変形が生じる。このため、成形の際の歪みが部分的に集中することとなり、特に伸びが低下して、成形性が低下する。
したがって、領域Ｍｇ偏析度Ｘの最大値が絶対値で０．５質量％を超えるか、または、その平均値が絶対値で０．１質量％を超える場合、すなわち、前記のいずれかの要件を満たさない場合、あるいは、両方の要件を満たさない場合には、アルミニウム合金板における成形性が低下する。
本発明に係るアルミニウム合金板は、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘに加えて、板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔと板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙを所定値以下に規制したものであることが好ましい。
（板厚方向Ｍｇ濃度：Ｃｔ、板厚方向平均Ｍｇ濃度：Ｃｉ）
板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔは、前記したように、図１（ｂ）に記載された複数の板厚方向測定点Ｐｙで測定されたＭｇ濃度であって、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは測定された板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔの平均値である。
板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔは、前記したように、図１（ｂ）に記載された複数の板厚方向測定点Ｐｙで測定されたＭｇ濃度であって、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは測定された板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔの平均値である。
ただし、板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔおよび板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉは、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘを算出する際に、前記領域の板幅方向測定点Ｐｘの少なくとも１つにおいて測定された板厚方向でのＭｇ濃度である。そして、板幅中央部の板幅方向測定点Ｐｘの１点において測定されたものが好ましく、板幅中央部と板幅両端部の近傍の３点において測定され、それらを平均化したものがさらに好ましい。
（板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙ）
板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙは、板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）との差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義されるもので、アルミニウム合金板の板厚方向のＭｇの偏析度合いの指標となるものであり、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘとの併用によって、アルミニウム合金板の板全体のＭｇの偏析度合いを良好に再現するものである。そして、本発明に係るアルミニウム合金板においては、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの絶対値が、その最大値で４質量％以下、かつ、その平均値で０．８質量％以下であることが好ましい。なお、板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔ、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉおよび板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙは、アルミニウム合金板の化学成分組成、後記する製造条件、具体的には鋳造の際の冷却条件、鋳板板厚または面削量、均質化熱処理条件、最終焼鈍条件で制御される。
板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙは、板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）との差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義されるもので、アルミニウム合金板の板厚方向のＭｇの偏析度合いの指標となるものであり、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘとの併用によって、アルミニウム合金板の板全体のＭｇの偏析度合いを良好に再現するものである。そして、本発明に係るアルミニウム合金板においては、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの絶対値が、その最大値で４質量％以下、かつ、その平均値で０．８質量％以下であることが好ましい。なお、板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔ、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉおよび板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙは、アルミニウム合金板の化学成分組成、後記する製造条件、具体的には鋳造の際の冷却条件、鋳板板厚または面削量、均質化熱処理条件、最終焼鈍条件で制御される。
板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの最大値や平均値がプラス側に大きくなった場合、Ｍｇの偏析に起因するβ相が析出しやすくなる。このため、破壊の起点となるβ相が増加して、強度、伸びが低下し、成形性が低下する。また、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの最大値や平均値がマイナス側に大きくなった場合、Ｍｇ濃度が大幅に低くなる部分が局部的に多く存在することとなるため、このようなＭｇ濃度が大幅に低くなる部分では強度が低くなる。このため、成形における引張変形時には、このＭｇ濃度が低くなる部分のみが優先的に変形する不均一変形が生じる。このため、成形の際の歪みが部分的に集中することとなり、特に伸びが低下して、成形性が低下する。
したがって、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの最大値が絶対値で４質量％を超えるか、または、その平均値が絶対値で０．８質量％を超える場合、すなわち、前記のいずれかの要件を満たさない場合、あるいは、両方の要件を満たさない場合には、アルミニウム合金板における成形性が低下する。
本発明に係るアルミニウム合金板は、その表面の平均結晶粒径が１００μｍ以下であることが好ましい。
（平均結晶粒径）
アルミニウム合金板表面の平均結晶粒径を１００μｍ以下に微細化させることによって、プレス成形性が向上する。平均結晶粒径が１００μｍを超えて粗大化した場合、プレス成形性が低下しやすく、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、５０００系アルミニウム合金板に特有の、ＳＳ（ストレッチャーストレイン）マークがプレス成形時に発生するので、この観点からは、平均結晶粒径は２０μｍ以上とすることが好ましい。
（平均結晶粒径）
アルミニウム合金板表面の平均結晶粒径を１００μｍ以下に微細化させることによって、プレス成形性が向上する。平均結晶粒径が１００μｍを超えて粗大化した場合、プレス成形性が低下しやすく、成形時の割れや肌荒れなどの不良が生じ易くなる。一方、平均結晶粒径があまり細か過ぎても、５０００系アルミニウム合金板に特有の、ＳＳ（ストレッチャーストレイン）マークがプレス成形時に発生するので、この観点からは、平均結晶粒径は２０μｍ以上とすることが好ましい。
本発明で言う結晶粒径とは、板長さ（Ｌ）方向の結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、アルミニウム合金板を０．０５〜０．１ｍｍ機械研磨した後、電解エッチングした表面を１００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、前記Ｌ方向にラインインターセプト法で測定する。１測定ライン長さは０．９５ｍｍとし、１視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを０．９５×１５ｍｍとする。
次に、前記したアルミニウム合金板の製造方法について説明する。
本発明のアルミニウム合金板は、溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、冷間圧延工程と、最終焼鈍工程とを行うことによって、製造される。以下、各工程について説明する。
本発明のアルミニウム合金板は、溶解鋳造工程と、均質化熱処理工程と、冷間圧延工程と、最終焼鈍工程とを行うことによって、製造される。以下、各工程について説明する。
＜溶解鋳造工程＞
溶解鋳造工程は、前記した化学成分組成を有する高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金を溶解し、薄板連続鋳造法を用いて溶湯から鋳板を製造する工程である。薄板連続鋳造法としては、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法が好ましい。
溶解鋳造工程は、前記した化学成分組成を有する高Ｍｇ含有Ａｌ−Ｍｇ系合金を溶解し、薄板連続鋳造法を用いて溶湯から鋳板を製造する工程である。薄板連続鋳造法としては、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法が好ましい。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法は、図２に示すような薄板連続鋳造装置１０を用いて行われ、保持炉１に貯溜した溶湯２を鋳込口１ａから連続鋳型３（黒鉛固定鋳型４）の内部に注入し、水冷ジャケット５によって黒鉛固定鋳型４を冷却しながら溶湯２を黒鉛固定鋳型４で凝固させ、薄い板厚の鋳板６とする方法である。作製された鋳板６は、ロール７によって次工程に搬出される。この方法では、冷却速度がＤＣ鋳造法に較べて大きいため、微細な鋳造組織が得られ、プレス成形性が向上する。板厚も比較的薄い５ｍｍ程度のものが得られるため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ２００〜６００ｍｍ）で実施していた鋳造後の熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。
（冷却速度）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳板６の板厚が５〜２０ｍｍの範囲であれば、鋳造における冷却速度は、１５℃／ｓとする。冷却速度が遅いと、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度（前記した領域Ｍｇ偏析度Ｘおよび板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙであって、以下ではＭｇ偏析度と称す）を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出を抑制できない可能性がある。また、β相全般が粗大化したり、多量に析出する傾向がある。この結果プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳板６の板厚が５〜２０ｍｍの範囲であれば、鋳造における冷却速度は、１５℃／ｓとする。冷却速度が遅いと、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度（前記した領域Ｍｇ偏析度Ｘおよび板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙであって、以下ではＭｇ偏析度と称す）を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出を抑制できない可能性がある。また、β相全般が粗大化したり、多量に析出する傾向がある。この結果プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
なお、この冷却速度は、直接の計測は難しいので、鋳造された鋳板６のデンドライトアームスペーシング（デンドライト二次枝間隔、：ＤＡＳ）から公知の方法（例えば、軽金属学会、昭和６３年８．２０発行、「アルミニウムデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方法」などに記載）により求める。すなわち、鋳造された鋳板６の鋳造組織における、互いに隣接するデンドライト二次アーム（二次枝）の平均間隔ｄを交線法で計測し（視野数３以上、交点数は１０以上）、このｄを用いて次式、ｄ＝６２×Ｃ−０．３３７（但し、ｄ：デンドライト二次アーム間隔ｍｍ、Ｃ：冷却速度℃／ｓ）から求める。したがって、この冷却速度は、凝固速度であるとも言える。
（注湯温度）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、溶湯２を黒鉛固定鋳型４に注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋５０℃〜液相線温度＋２５０℃の範囲とし、好ましくは液相線温度＋１００℃〜液相線温度＋１５０℃とする。注湯温度が液相線温度＋５０℃未満の場合には、鋳型内で溶湯が凝固し、鋳板破断が発生しやすくなる。注湯温度が液相線温度＋２５０℃を超える場合には、鋳造の際の冷却速度が遅くなり、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出や成形性の低下を抑制できない。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、溶湯２を黒鉛固定鋳型４に注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋５０℃〜液相線温度＋２５０℃の範囲とし、好ましくは液相線温度＋１００℃〜液相線温度＋１５０℃とする。注湯温度が液相線温度＋５０℃未満の場合には、鋳型内で溶湯が凝固し、鋳板破断が発生しやすくなる。注湯温度が液相線温度＋２５０℃を超える場合には、鋳造の際の冷却速度が遅くなり、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出や成形性の低下を抑制できない。
（引き抜き方法）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳造の安定化を図るために、鋳造方向に鋳板６を送るロール７を周期的に鋳造方向とは反対方向に回転させて鋳板６を後退させる。後退ストローク長さは０．５〜５ｍｍの範囲とし、好ましくは１〜３ｍｍである。また、後退前に１ｓ以下の保持時間を入れるとより鋳造性が安定する。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳造の安定化を図るために、鋳造方向に鋳板６を送るロール７を周期的に鋳造方向とは反対方向に回転させて鋳板６を後退させる。後退ストローク長さは０．５〜５ｍｍの範囲とし、好ましくは１〜３ｍｍである。また、後退前に１ｓ以下の保持時間を入れるとより鋳造性が安定する。
後退ストローク長さが５ｍｍを超える場合には、鋳板６の表面に生じる高Ｍｇ濃度の偏析層が後退時に板内部に侵入し、その部位で鋳板割れが発生するため破断する。一方、後退ストローク長さが０．５ｍｍ未満である場合には、固液共存部が圧縮されず、破断しやすい固液共存部領域で鋳板６が破断する。したがって、後退ストローク長さは０．５〜５ｍｍの範囲とする。
（平均鋳造速度）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、溶湯２を黒鉛固定鋳型４で鋳造する際、平均鋳造速度を１００〜５００ｍｍ／ｍｉｎの範囲とし、好ましくは２５０〜３５０ｍｍ／ｍｉｎである。平均鋳造速度が１００ｍｍ／ｍｉｎ未満である場合には、鋳込口１ａの付近で溶湯２が急速に凝固することにより、ロール７で引き抜く際に、その部位の引出抵抗が増大するため、鋳板６が破断し易い。平均鋳造速度が５００ｍｍ／ｍｉｎを超える場合には、鋳板出口４ａの付近で、冷却不足による溶湯漏れが発生する。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、溶湯２を黒鉛固定鋳型４で鋳造する際、平均鋳造速度を１００〜５００ｍｍ／ｍｉｎの範囲とし、好ましくは２５０〜３５０ｍｍ／ｍｉｎである。平均鋳造速度が１００ｍｍ／ｍｉｎ未満である場合には、鋳込口１ａの付近で溶湯２が急速に凝固することにより、ロール７で引き抜く際に、その部位の引出抵抗が増大するため、鋳板６が破断し易い。平均鋳造速度が５００ｍｍ／ｍｉｎを超える場合には、鋳板出口４ａの付近で、冷却不足による溶湯漏れが発生する。
（鋳造板厚）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、連続鋳造する鋳板６の板厚は５〜２０ｍｍの範囲とする。板厚が５ｍｍ未満の場合には、鋳込口１ａの付近で溶湯２が急速に凝固することにより、ロール７で引き抜く際に、その部位の引出抵抗が増大するため、鋳板６が破断し易い。板厚が２０ｍｍを超える場合には、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出を抑制できない可能性がある。また、β相全般が粗大化したり、多量に析出する傾向がある。この結果プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、連続鋳造する鋳板６の板厚は５〜２０ｍｍの範囲とする。板厚が５ｍｍ未満の場合には、鋳込口１ａの付近で溶湯２が急速に凝固することにより、ロール７で引き抜く際に、その部位の引出抵抗が増大するため、鋳板６が破断し易い。板厚が２０ｍｍを超える場合には、鋳造の冷却速度が著しく遅くなり、Ｍｇの偏析度合いが大きくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することが難しくなり、これに起因するβ相の析出を抑制できない可能性がある。また、β相全般が粗大化したり、多量に析出する傾向がある。この結果プレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
（面削処理）
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳板６の表面でＭｇ偏析が発生しやすい。そのため、作製された鋳板６の板両面を所定量削る面削処理を行うことが好ましい。面削処理により板両面のＭｇ偏析部を取り除くことで、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができる。Ｍｇ偏析部の深さは後退ストローク長さに対応するため、面削量は、前記した引き抜き方法の後退ストローク長さとする。
黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、鋳板６の表面でＭｇ偏析が発生しやすい。そのため、作製された鋳板６の板両面を所定量削る面削処理を行うことが好ましい。面削処理により板両面のＭｇ偏析部を取り除くことで、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができる。Ｍｇ偏析部の深さは後退ストローク長さに対応するため、面削量は、前記した引き抜き方法の後退ストローク長さとする。
前記では、薄板連続鋳造方法について、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法を例にとって説明したが、アルミニウム合金板のＭｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができれば、この方法に限定されるものではない。例えば、双ロール式連続鋳造法であってもよい。
双ロール式連続鋳造法は、図３に示すような薄板連続鋳造装置１００を用いて行われ、回転する一対の水冷銅鋳型（双ロール５００）間に、保持炉２００の給湯ノズル４００から溶湯３００を注湯して凝固させ、かつ、この双ロール５００の間において、凝固直後に圧下し、かつ急冷して、薄い板厚の鋳板６００とする方法である。この双ロール式連続鋳造法はハンター法や３Ｃ法などが知られている。この方法では、板厚も比較的薄い１〜１３ｍｍのものが得られるため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ２００〜６００ｍｍ）で実施していた鋳造後の熱間粗圧延、熱間仕上げ圧延等の工程が省略できる。
＜均質化熱処理工程＞
均質加熱処理工程は、前記工程で作製された鋳板６に所定の均質化熱処理を施す工程である。均質化熱処理は、４００℃以上液相線温度以下で、必要時間行なう。この熱処理時間は、連続熱処理炉を使用して、薄板連続鋳造法による鋳板６に均質化熱処理を施す場合には１秒（１ｓ）以下が目安である。この均質化熱処理によって、Ｍｇの偏析度合いが小さくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができる。
均質加熱処理工程は、前記工程で作製された鋳板６に所定の均質化熱処理を施す工程である。均質化熱処理は、４００℃以上液相線温度以下で、必要時間行なう。この熱処理時間は、連続熱処理炉を使用して、薄板連続鋳造法による鋳板６に均質化熱処理を施す場合には１秒（１ｓ）以下が目安である。この均質化熱処理によって、Ｍｇの偏析度合いが小さくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができる。
均質化熱処理においては、鋳板６の昇温時と冷却時の両方の途中過程で、昇温速度と冷却速度が小さいと、Ａｌ−Ｍｇ系金属間化合物（β相）が発生する可能性が十分にある。特に、β相が発生する可能性が高い温度域は、昇温時は鋳板中心部の温度が２００〜４００℃までの範囲、冷却時は均質化熱処理温度〜１００℃までの範囲である。このため、このような均質化熱処理を行なう際には、β相の発生を抑制するために、均質化熱処理温度への加熱の際に、鋳板中心部の温度が２００〜４００℃までの範囲の平均昇温速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、均質化熱処理温度からの冷却に際して、均質化熱処理温度〜１００℃までの範囲の平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程は、均質化熱処理が施された鋳板６を製品板の板厚、例えば、０．１〜１３ｍｍに冷延処理する工程で、冷間圧延によって、鋳造組織が加工組織化される。したがって、冷間圧延される鋳板６の板厚が厚い場合には、冷延途中に中間焼鈍を入れて、最終の冷間圧延における冷延率を６０％以下とすることが好ましい。なお、冷間圧延における加工組織化の程度は、冷間圧延の冷延率にもより、前記集合組織制御のために、鋳造組織が残留する場合もあるが、成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。
冷間圧延工程は、均質化熱処理が施された鋳板６を製品板の板厚、例えば、０．１〜１３ｍｍに冷延処理する工程で、冷間圧延によって、鋳造組織が加工組織化される。したがって、冷間圧延される鋳板６の板厚が厚い場合には、冷延途中に中間焼鈍を入れて、最終の冷間圧延における冷延率を６０％以下とすることが好ましい。なお、冷間圧延における加工組織化の程度は、冷間圧延の冷延率にもより、前記集合組織制御のために、鋳造組織が残留する場合もあるが、成形性や機械的な特性を阻害しない範囲で許容される。
＜最終焼鈍工程＞
最終焼鈍工程は、前記工程で作製された冷延板に所定の最終焼鈍を施す工程である。最終焼鈍工程では、冷延板を４００℃〜液相線温度（℃）で最終焼鈍する。この最終焼鈍によって、Ｍｇの偏析度合いが小さくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができ、これに起因するβ相の析出やプレス成形性の低下を抑制できる。
最終焼鈍工程は、前記工程で作製された冷延板に所定の最終焼鈍を施す工程である。最終焼鈍工程では、冷延板を４００℃〜液相線温度（℃）で最終焼鈍する。この最終焼鈍によって、Ｍｇの偏析度合いが小さくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができ、これに起因するβ相の析出やプレス成形性の低下を抑制できる。
最終焼鈍温度が４００℃未満では、溶体化効果が得られない可能性が高く、さらに、Ｍｇの偏析度合いを小さくする効果が無い。このため、最終焼鈍温度は好ましくは４５０℃以上がよい。さらに、この最終焼鈍後には、５００〜３００℃の温度範囲を１０℃／ｓ以上の、できるだけ速い平均冷却速度で冷却する必要がある。最終焼鈍後の平均冷却速度が遅く、１０℃／ｓ未満であれば、冷却過程で、Ｍｇの偏析度合いが逆に大きくなり、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができず、これに起因するβ相の析出やプレス成形性の低下を抑制できない可能性がある。また、平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上である。
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す種々の化学成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（実施例Ａ〜Ｅ、比較例Ｆ、Ｇ）溶湯を、前記した黒鉛固定鋳型式連続鋳造法および双ロール式連続鋳造法により、表２に示す条件で各板厚に鋳造した。そして、各鋳板に、表２に示す条件で選択的に面削処理、均質化熱処理を施した後、熱間圧延することなしに、板厚１．０ｍｍまたは板厚１１．０ｍｍまで冷間圧延した。なお、これらの冷間圧延中の中間焼鈍は行なわなかった。次に、これら各冷延板を、表２に示す温度と冷却条件で、連続焼鈍炉で最終焼鈍（焼鈍温度での保持時間は１秒以下）を行い、成形用アルミニウム合金板（実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ.６〜２０）とした。ここで、成形用アルミニウム合金板（比較例Ｎｏ．６）は、特許文献３に記載された双ロール式連続鋳造法を用いた製造方法によって作製した。
表１に示す種々の化学成分組成のＡｌ−Ｍｇ系合金（実施例Ａ〜Ｅ、比較例Ｆ、Ｇ）溶湯を、前記した黒鉛固定鋳型式連続鋳造法および双ロール式連続鋳造法により、表２に示す条件で各板厚に鋳造した。そして、各鋳板に、表２に示す条件で選択的に面削処理、均質化熱処理を施した後、熱間圧延することなしに、板厚１．０ｍｍまたは板厚１１．０ｍｍまで冷間圧延した。なお、これらの冷間圧延中の中間焼鈍は行なわなかった。次に、これら各冷延板を、表２に示す温度と冷却条件で、連続焼鈍炉で最終焼鈍（焼鈍温度での保持時間は１秒以下）を行い、成形用アルミニウム合金板（実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ.６〜２０）とした。ここで、成形用アルミニウム合金板（比較例Ｎｏ．６）は、特許文献３に記載された双ロール式連続鋳造法を用いた製造方法によって作製した。
また、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法では、後退ストローク長さ：３ｍｍ、平均鋳造速度：３００ｍｍ／ｍｉｎ、鋳造温度（注湯温度）：液相線温度＋１４０℃で実施した。双ロール式連続鋳造法では、双ロールの周速は７０ｍ／ｍｉｎ、溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度は、液相線温度＋２０℃とし、双ロール表面の潤滑は行なわなかった。
各合金の液相線温度の算出には熱力学計算ソフトThermo-Calc Ver.R（Al-DATA Ver.6）を用いた。
各合金の液相線温度の算出には熱力学計算ソフトThermo-Calc Ver.R（Al-DATA Ver.6）を用いた。
得られた成形用アルミニウム合金板（実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ．６〜２２）について、各合金板の領域Ｍｇ偏析度Ｘおよび板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙを下記手順で算出および評価した。その結果を表２に示す。
また、実施例Ｎｏ．１の領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出結果を図４、比較例Ｎｏ．６の領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出結果を図５に示す。そして、実施例１の板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの算出結果を図６、比較例Ｎｏ．１６の板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの算出結果を図７に示す。
また、実施例Ｎｏ．１の領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出結果を図４、比較例Ｎｏ．６の領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出結果を図５に示す。そして、実施例１の板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの算出結果を図６、比較例Ｎｏ．１６の板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの算出結果を図７に示す。
（領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出および評価）
成形用アルミニウム合金板の表面に辺長さ１００ｍｍの正方形状の領域を設定し、その領域内の板幅方向に１６．６ｍｍ間隔（間隔ａ）で板端を含まずに５点、板長さ方向に２５ｍｍ間隔（間隔ｂ）で５点の合計２５点の板幅方向測定点Ｐｘ（Ｎｏ．１〜２５）を設定した（図１（ａ）参照）。そして、各測定点でのアルミニウム合金板の表面でのＭｇ濃度を測定し、各測定点でのＭｇ濃度の平均値を算出して板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏとした。
成形用アルミニウム合金板の表面に辺長さ１００ｍｍの正方形状の領域を設定し、その領域内の板幅方向に１６．６ｍｍ間隔（間隔ａ）で板端を含まずに５点、板長さ方向に２５ｍｍ間隔（間隔ｂ）で５点の合計２５点の板幅方向測定点Ｐｘ（Ｎｏ．１〜２５）を設定した（図１（ａ）参照）。そして、各測定点でのアルミニウム合金板の表面でのＭｇ濃度を測定し、各測定点でのＭｇ濃度の平均値を算出して板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏとした。
次に、板幅方向測定点Ｐｘ（Ｎｏ．１〜２５）の各測定点で、板厚方向に０．０１ｍｍ間隔（間隔ｃ）で複数の板厚方向測定点Ｐｙを設定した（図１（ｂ）参照）。そして、各測定点（所定板厚位置（所定深さ位置））でのアルミニウム合金板のＭｇ濃度を測定し、各測定点でのＭｇ濃度の平均値を算出して板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉとした。
そして、板幅方向測定点Ｐｘ（Ｎｏ．１〜２５）の各測定点での板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉと板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏとから、両者の差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘを算出した（図４、図５参照）。なお、Ｍｇ濃度の測定にはＥＰＭＡ（日本電子製Ｘ線マイクロアナライザー：ＪＸＡ−８８００ＲＬ）を用いた。
領域Ｍｇ偏析度Ｘの評価は、その最大値の絶対値が０．５質量％以下のとき満足（○）、０．５質量％を超えるとき不満足（×）とし、また、その平均値の絶対値が０．１質量％以下のとき満足（○）、０．１質量％を超えるとき不満足（×）とした。
（板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの算出および評価）
前記板幅方向測定点（Ｎｏ．１〜２５）のうちから１点（Ｎｏ．１３）を選択して、その測定点で測定された板厚方向（複数の板厚方向測定点Ｐｙ）でのＭｇ濃度を板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔとした。そして、それらの平均値として前記で算出した板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉを用いて、両者の差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙを算出した。なお、板厚方向測定点Ｐｙが０．０１ｍｍまたは１．０ｍｍのときが、合金板の表面である（図６、図７参照）。
前記板幅方向測定点（Ｎｏ．１〜２５）のうちから１点（Ｎｏ．１３）を選択して、その測定点で測定された板厚方向（複数の板厚方向測定点Ｐｙ）でのＭｇ濃度を板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔとした。そして、それらの平均値として前記で算出した板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉを用いて、両者の差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙを算出した。なお、板厚方向測定点Ｐｙが０．０１ｍｍまたは１．０ｍｍのときが、合金板の表面である（図６、図７参照）。
板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの評価は、その最大値の絶対値が４質量％以下のとき満足（○）、４質量％を超えるとき不満足（×）とし、また、その平均値の絶対値が０．８質量％以下のとき満足（○）、０．８質量％を超えるとき不満足（×）とした。
また、得られた成形用アルミニウム合金板（実施例Ｎｏ．１〜５、比較例６〜２２）について、各合金板の平均結晶粒径を前記した測定方法にしたがって測定した。
（平均結晶粒径）
実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ．６〜１０、１２〜１７、１９〜２２の平均結晶粒径は、３０〜６０μｍの範囲であった。また、比較例Ｎｏ．１１、１８の平均結晶粒径は、１００μｍを超えていた。
実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ．６〜１０、１２〜１７、１９〜２２の平均結晶粒径は、３０〜６０μｍの範囲であった。また、比較例Ｎｏ．１１、１８の平均結晶粒径は、１００μｍを超えていた。
さらに、得られた成形用アルミニウム合金板（実施例Ｎｏ．１〜５、比較例Ｎｏ．６〜２２）について、各合金板のプレス成形性を下記手順で評価した。その結果を表２に示す。
（プレス成形性の評価）
合金板から採取した試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、全伸び（ＥＬ：％）を測定し、（ＴＳ）×（ＥＬ）で定義される強度延性バランス値でプレス成形性を評価した。強度延性バランス値が１１０００以上のとき合格（○）、１１０００未満のときを不合格（×）とした。
合金板から採取した試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ：ＭＰａ）、全伸び（ＥＬ：％）を測定し、（ＴＳ）×（ＥＬ）で定義される強度延性バランス値でプレス成形性を評価した。強度延性バランス値が１１０００以上のとき合格（○）、１１０００未満のときを不合格（×）とした。
また、試験片の採取は、合金板の長手方向にわたって、互いの間隔を１００ｍｍ以上開けた任意５箇所から行い、（ＴＳ）値および（ＥＬ）値は５枚の試験片の測定値の平均値を用いた。さらに、引張試験はＪＩＳＺ２２０１にしたがって行うとともに、試験片形状はＪＩＳ５号試験片で行い、試験片の長手方向が合金板の圧延方向と一致するように作製した。なお、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
具体的には、比較例Ｎｏ.６は、特許文献３に記載された合金板であるが、Ｍｇ偏析度（領域Ｍｇ偏析度）が本発明の範囲内に抑制できていないため、プレス成形性に劣っていた。比較例Ｎｏ.７、１４は、Ｍｇ偏析度については本発明の範囲内に抑制できているが、Ｍｇ含有量が下限値を下回っているため、強度延性バランスが低く、プレス成形性に劣っていた。比較例Ｎｏ.８、１５は、Ｍｇ含有量が上限値を超えるため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。比較例Ｎｏ．９、１０、１６、１７は、均質化熱処理を行っていないため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。比較例Ｎｏ.１１、１８は、鋳造の際の冷却速度が遅いため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。比較例Ｎｏ.１２、１９は、最終焼鈍温度が低いため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。比較例１３、２０は、最終焼鈍の際の冷却速度が遅いため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。比較例２１は、双ロール式連続鋳造法により作製した鋳板の板両面を１．７５ｍｍ削る面削処理を行ったが、Ｍｇ偏析度（領域Ｍｇ偏析度）が本発明の範囲内に抑制できていないため、プレス成形性に劣っていた。比較例２２は、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法により作製した鋳板の板両面への面削処理を行っていないため、Ｍｇ偏析度が大きく、プレス成形性に劣っていた。
ａ、ｂ、ｃ 間隔
Ｌ 板長さ
Ｗ 板幅
Ｔ 板厚
Ｐｘ 板幅方向測定点
Ｐｙ 板厚方向測定点
１ 保持炉
１ａ 鋳込口
２ 溶湯
３ 連続鋳造鋳型
４ 黒鉛固定鋳型
４ａ 鋳板出口
５ 水冷ジャケット
６ 鋳板
７ ロール
１０ 薄板連続鋳造装置
１００ 薄板連続鋳造装置
２００ 保持炉
３００ 溶湯
４００ 給湯ノズル
５００ 双ロール
６００ 鋳板
Ｌ 板長さ
Ｗ 板幅
Ｔ 板厚
Ｐｘ 板幅方向測定点
Ｐｙ 板厚方向測定点
１ 保持炉
１ａ 鋳込口
２ 溶湯
３ 連続鋳造鋳型
４ 黒鉛固定鋳型
４ａ 鋳板出口
５ 水冷ジャケット
６ 鋳板
７ ロール
１０ 薄板連続鋳造装置
１００ 薄板連続鋳造装置
２００ 保持炉
３００ 溶湯
４００ 給湯ノズル
５００ 双ロール
６００ 鋳板
Claims (4)
- Ｍｇ：６．０〜１５．０質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物とからなる成形用アルミニウム合金板であって、
前記成形用アルミニウム合金板の表面に設定された全板幅を１辺とする正方形状の領域において、板幅方向および板長さ方向に所定の間隔で設定された複数の板幅方向測定点でＭｇ濃度を測定し、それらのＭｇ濃度の平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、
前記板幅方向測定点において、板厚方向に所定の間隔で全板厚にわたって設定された複数の板厚方向測定点でＭｇ濃度を測定し、それらの平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、
板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）との差（Ｃｉ−Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の絶対値は、その最大値が０．５質量％以下、かつ、その平均値が０．１質量％以下であることを特徴とする成形用アルミニウム合金板。 - 前記領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）に加えて、
当該領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）の算出に際して、前記板幅方向測定点の少なくとも１つにおいて、板厚方向に所定の間隔で全板厚にわたって測定されたＭｇ濃度を板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）としたとき、
板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）との差（Ｃｔ−Ｃｉ）で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度（Ｙ）の絶対値は、その最大値が４質量％以下、かつ、その平均値が０．８質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の成形用アルミニウム合金板。 - 前記Ｍｇの含有量が、８質量％を超えて１４質量％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の成形用アルミニウム合金板。
- 前記不純物が、Ｆｅ：１．０質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５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、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｚｎ：１．０％質量以下の少なくとも１種以上の元素であることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の成形用アルミニウム合金板。
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