WO2012026469A1 - 成形用アルミニウム合金板 - Google Patents

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WO2012026469A1
WO2012026469A1 PCT/JP2011/068979 JP2011068979W WO2012026469A1 WO 2012026469 A1 WO2012026469 A1 WO 2012026469A1 JP 2011068979 W JP2011068979 W JP 2011068979W WO 2012026469 A1 WO2012026469 A1 WO 2012026469A1
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plate
concentration
mass
less
average
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PCT/JP2011/068979
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光宏 阿部
森下　誠
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株式会社神戸製鋼所
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    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy sheet for forming which is a high Mg content Al—Mg alloy sheet and has high formability.
  • Al—Mg alloy As is well known, various aluminum alloy plates have conventionally been used for each alloy for transporting machines such as automobiles, ships, airplanes or vehicles, machines, electrical products, architecture, structures, optical instruments, and components and parts of equipment. It is widely used depending on the characteristics. In many cases, these aluminum alloy plates are formed by press molding or the like, and are used as members and parts for the above-described applications. From the viewpoint of high formability, among aluminum alloys, an Al—Mg alloy having an excellent balance between strength and ductility is advantageous. As this Al—Mg alloy, for example, JIS A5052, 5182 and the like are typical alloys. However, this Al—Mg alloy sheet is inferior in ductility and inferior in formability as compared with conventional cold-rolled steel sheets. For this reason, conventionally, examination of the component system of Al—Mg-based alloy plates and optimization of manufacturing conditions have been performed.
  • the strength ductility balance is improved.
  • the aluminum alloy plate for automobiles described in Patent Document 1 is a high Mg content Al—Mg alloy plate having a Mg content of 6 to 10% by mass, manufactured by a twin roll continuous casting method.
  • the average size of the Al—Mg intermetallic compound is 10 ⁇ m or less.
  • the aluminum alloy sheet for automobile body sheets described in Patent Document 2 is an Al—Mg alloy sheet having a Mg content of 2.5 to 8% by mass, manufactured by a continuous casting method.
  • the number of Al—Mg intermetallic compounds of 10 ⁇ m or more is 300 pieces / mm 2 or less, and the average crystal grain size is 10 to 70 ⁇ m.
  • Patent Document 3 describes an Al—Mg-based alloy plate having an Mg content of 8 to 14% by mass, manufactured by a twin-roll continuous casting method.
  • the maximum value of the deviation width of each Mg concentration from the average Mg concentration is 4% by mass or less in absolute value.
  • the average value is 0.8 mass% or less in absolute value.
  • the Al—Mg-based intermetallic compound that crystallizes during casting tends to be a starting point of fracture during press molding. Therefore, in order to improve the press formability of the Al-Mg alloy plate having a high Mg content, the Al-Mg intermetallic compound (also referred to as ⁇ phase) is made finer or the coarse ⁇ phase is reduced. It is effective to do.
  • the cooling rate (casting rate) in the casting process is increased to suppress Al—Mg-based intermetallic compounds that crystallize during casting.
  • the higher the Mg content of the Al—Mg alloy plate the more difficult it is to reduce the ⁇ phase to the extent that it does not adversely affect the press formability only by controlling the cooling rate in the casting process.
  • Patent Document 3 an Al—Mg-based intermetallic compound caused by Mg segregation (unevenness in concentration) is suppressed by suppressing the degree of Mg segregation (Mg concentration distribution) over the thickness direction by homogenization heat treatment and final annealing conditions. Precipitation of ( ⁇ phase) is suppressed.
  • a high Mg-containing Al—Mg alloy plate produced by using the conventional twin-roll continuous casting method causes Mg segregation even in the plate width direction. Therefore, there is a problem that it is difficult to reduce the ⁇ phase of the high Mg-containing Al—Mg alloy plate to such an extent that it does not adversely affect the press formability only by suppressing the degree of Mg segregation in the plate thickness direction. .
  • the present invention has been made to solve such problems, and the problem is to reduce the precipitation of ⁇ phase inside the high Mg-containing Al—Mg alloy plate and improve the press formability. It is intended to provide an aluminum alloy sheet for forming.
  • a forming aluminum alloy plate according to the present invention is a forming aluminum alloy plate containing Mg: 6.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, with the balance being Al and impurities.
  • a plurality of plate width direction measurements set at predetermined intervals in the plate width direction and the plate length direction in a square region having the entire plate width set as one side on the surface of the forming aluminum alloy plate.
  • the Mg concentration is measured at a point, and the average value of the Mg concentration measured at the plurality of measurement points in the plate width direction is defined as the plate width direction average Mg concentration (Co).
  • the Mg concentration is measured at a plurality of plate thickness direction measurement points set over the entire plate thickness at predetermined intervals, and the average value of the Mg concentration measured at the plurality of plate thickness direction measurement points is the plate thickness direction average Mg concentration When (Ci), the plate thickness
  • the absolute value of the region Mg segregation degree (X) defined by the difference (Ci-Co) between the direction average Mg concentration (Ci) and the plate width direction average Mg concentration (Co) is 0.5 mass. % Or less, and the average value is 0.1 mass% or less.
  • region Mg segregation degree (X) defined by the difference of the board thickness direction average Mg density
  • the plate thickness In the aluminum alloy sheet for forming according to the present invention, in calculating the region Mg segregation degree (X) in addition to the region Mg segregation degree (X), at least one of the measurement points in the sheet width direction, the plate thickness
  • Mg concentration Mg concentration
  • Ct plate thickness direction Mg concentration
  • Ci plate thickness direction average Mg concentration
  • the absolute value of the thickness direction Mg segregation degree (Y) defined by the difference (Ct ⁇ Ci) is preferably such that the maximum value is 4 mass% or less and the average value is 0.8 mass% or less.
  • the board defined by the difference of the board thickness direction Mg density
  • the thickness direction Mg segregation degree (Y) is a maximum value or an average value of a predetermined value or less, the segregation of Mg is further suppressed. For this reason, the precipitation of the ⁇ phase inside the forming aluminum alloy plate is further reduced, and non-uniform deformation at the time of forming and strain concentration due to the non-uniform deformation are further suppressed.
  • the content of Mg is preferably more than 8% by mass and 14% by mass or less. According to the said structure, by prescribing
  • the impurities are Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or less, B: 0.05 mass%.
  • Mn 0.3 mass% or less
  • Cr 0.3 mass% or less
  • Zr 0.3 mass% or less
  • V 0.3 mass% or less
  • Cu 1.0 mass% or less
  • Zn 1 It is preferably at least one element having a mass of 0.0% or less.
  • an Al—Mg-based intermetallic compound composed of Al—Mg— (Fe, Si) or the like inside the aluminum alloy plate for forming Precipitation of intermetallic compounds other than Al—Mg, such as Al—Fe and Al—Si, is suppressed.
  • fracture toughness and press formability are improved.
  • press formability is not inhibited by regulating the contents of Ti, B, Mn, Cr, Zr, V, Cu, and Zn as impurities.
  • the formation of ⁇ phase is reduced by suppressing the segregation of Mg, and excellent press formability can be obtained.
  • the aluminum alloy sheet for forming is restricted to a narrower Mg content, or in addition to Mg, at least one element of Fe, Si, Ti, B, Mn, Cr, Zr, V, Cu, Zn Is contained as an impurity, and the press formability is further improved by regulating the content thereof.
  • FIG. 2 shows a plurality of measurement points of Mg concentration used when calculating the degree of Mg segregation of a forming aluminum alloy sheet according to the present invention
  • (a) is a plan view
  • (b) is a cross-sectional view taken along line AA in (a).
  • FIG. It is sectional drawing which shows typically the structure of the thin plate continuous casting apparatus used in the case of manufacture of the aluminum alloy plate for shaping
  • the forming aluminum alloy plate according to the present invention (hereinafter referred to as an aluminum alloy plate) is an aluminum alloy containing a high content of Mg, and is defined by a plate width direction average Mg concentration Co and a plate thickness direction average Mg concentration Ci.
  • the region Mg segregation degree X is restricted to a predetermined value or less.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment includes Mg: 6.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, and the balance is made of an aluminum alloy containing Al and impurities, that is, a high Mg content Al—Mg alloy.
  • the aluminum alloy plate according to the present embodiment includes Fe: 1.0 mass% or less, Si: 0.5 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or less, and B: 0.05 as elements other than Mg.
  • Mn 0.3% by mass or less
  • Cr 0.3% by mass or less
  • Zr 0.3% by mass or less
  • V 0.3% by mass or less
  • Cu 1.0% by mass or less
  • Zn It is preferably composed of a high Mg-containing Al—Mg alloy containing at least one element of 1.0% by mass or less as an impurity.
  • Mg Mg is an important alloy element that increases the strength and ductility of the Al alloy sheet.
  • the Mg content is less than 6.0% by mass, the strength and ductility are insufficient, the characteristics of the high Mg-containing Al—Mg alloy are not obtained, and the press formability is insufficient.
  • the Mg content exceeds 15.0% by mass, the segregation of Mg in the aluminum alloy plate, that is, the degree of Mg segregation in the region can be regulated within a predetermined range even if the manufacturing method and conditions are controlled. It becomes difficult.
  • the Mg content is 6.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, preferably more than 8% by mass and 14% by mass or less.
  • Fe and Si are elements to be regulated to the smallest possible amount. Fe and Si are precipitated as an Al—Mg-based intermetallic compound such as Al—Mg— (Fe, Si), or an intermetallic compound other than Al—Mg based such as Al—Fe, Al—Si.
  • the Fe content exceeds 1.0% by mass, or when the Si content exceeds 0.5% by mass, the amount of precipitation of these intermetallic compounds becomes excessive, and fracture toughness and formability are reduced. It greatly inhibits. As a result, press formability is significantly reduced. Therefore, the Fe content is 1.0 mass% or less, preferably 0.5 mass% or less, and the Si content is 0.5 mass% or less, preferably 0.3 mass% or less.
  • Ti and B have the effect of refining the cast plate (ingot) structure
  • Mn, Cr, Zr and V have the effect of refining the rolled plate structure
  • Cu and Zn also have the effect of improving strength. For this reason, in the range which does not inhibit the press formability which is the characteristic of the alloy plate of the present invention, it is allowed to contain one or more of these elements aiming at these effects.
  • the allowable amounts of these elements are Ti: 0.1 mass% or less, B: 0.05 mass% or less, Mn: 0.3 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% % Or less, V: 0.3 mass% or less, Cu: 1.0 mass% or less, and Zn: 1.0 mass% or less are preferable.
  • a square region having the entire plate width W as one side is set on the surface of the aluminum alloy plate 60. .
  • this square region that is, a region surrounded by the total plate width W and the plate length L having the same length as the total plate width W, a predetermined interval a in the plate width direction and the plate length
  • a plurality of plate width direction measurement points Px are set at predetermined intervals b in the direction.
  • the Mg concentration on the surface of the aluminum alloy plate 60 is measured at the plurality of plate width direction measurement points Px.
  • the average value of these measured Mg concentrations is the average Mg concentration Co in the plate width direction, and serves as an index of the degree of Mg segregation in the plate width direction on the surface of the aluminum alloy plate 60. Further, for the measurement of the Mg concentration, EPMA (electron beam probe microanalyzer) capable of line analysis is used, and the Mg concentration is measured by scanning in the plate width direction of the aluminum alloy plate 60.
  • EPMA electron beam probe microanalyzer
  • a square region having a total plate width W as one side is set on the surface of the aluminum alloy plate 60, and the region It is necessary to measure the Mg concentration on the surface of the inner aluminum alloy plate 60.
  • the number (points) of the measurement points Px in the plate width direction set in the region is 5 points or more without including the plate end in the plate width direction, and 5 points or more in the plate length direction, for a total of 25 points or more. preferable.
  • the interval a in the plate width direction and the interval b in the plate length direction are set so that the number of measurement points Px in the plate width direction is 25 or more.
  • the interval b in the plate length direction is preferably set to 0.5 to 2 times the interval a in the plate width direction.
  • Thickness direction average Mg concentration: Ci As shown in FIG. 1B, in order to calculate the plate thickness direction average Mg concentration Ci, first, at all of the plurality of plate width direction measurement points Px set in the region, a predetermined value in the plate thickness direction is set. A plurality of plate thickness direction measurement points Py are set over the entire plate thickness T at an interval c. And Mg density
  • the interval c in the thickness direction is preferably set to 0.2 mm or less.
  • the initial measurement point of the plate thickness direction measurement point Py is the already measured plate width direction measurement point Px.
  • the region Mg segregation degree X is defined by the difference (Ci-Co) between the plate thickness direction average Mg concentration (Ci) and the plate width direction average Mg concentration (Co). This is an index of the degree of Mg segregation in both the plate width directions.
  • region Mg segregation degree X is 0.5 mass% or less in the maximum value, and is 0.1 mass% or less in the average value.
  • the plate width direction average Mg concentration Co, the plate thickness direction average Mg concentration Ci, and the region Mg segregation degree X are the chemical component composition of the aluminum alloy plate 60, manufacturing conditions described later, specifically, cooling conditions during casting, It is controlled by the cast plate thickness or the amount of face cutting, the homogenization heat treatment condition, and the final annealing condition.
  • the maximum value or average value of the region Mg segregation degree X becomes larger on the plus side, the ⁇ phase due to Mg segregation tends to precipitate.
  • the ⁇ phase that is the starting point of fracture increases, strength and elongation decrease, and moldability decreases.
  • the maximum value or average value of the region Mg segregation degree X is increased to the minus side, there are many portions where the Mg concentration is significantly reduced. In the portion where the Mg concentration is significantly low, the strength is low. Therefore, at the time of tensile deformation in molding, only the portion where the Mg concentration is low is preferentially deformed, resulting in nonuniform deformation. For this reason, the distortion at the time of shaping
  • molding will concentrate partially, especially elongation will fall and a moldability will fall.
  • the formability in the aluminum alloy plate 60 falls.
  • the plate thickness direction Mg segregation degree Y defined by the plate thickness direction Mg concentration Ct and the plate thickness direction average Mg concentration Ci is a predetermined value. It is preferable to be regulated as follows.
  • the plate thickness direction Mg concentration Ct is the Mg concentration measured at the plurality of plate thickness direction measurement points Py described in FIG.
  • the plate thickness direction average Mg concentration Ci is an average value of the measured plate thickness direction Mg concentration Ct.
  • the plate thickness direction Mg concentration Ct and the plate thickness direction average Mg concentration Ci are the plate thicknesses measured at at least one plate width direction measurement point Px in the region when calculating the region Mg segregation degree X. Mg concentration in the direction.
  • the plate thickness direction Mg concentration Ct is preferably calculated from a value measured at one of the plate width direction measurement points Px at the plate width central portion, and at three points in the vicinity of the plate width central portion and both ends of the plate width. More preferably, it is measured and calculated by averaging them.
  • the sheet thickness direction Mg segregation degree Y is defined by the difference (Ct ⁇ Ci) between the sheet thickness direction Mg concentration (Ct) and the sheet thickness direction average Mg concentration (Ci). It is an index of the degree of segregation.
  • the sheet thickness direction Mg segregation degree Y can be well reproduced by using the region Mg segregation degree X together with the Mg segregation degree of the entire aluminum alloy sheet 60. And in the aluminum alloy plate 60 which concerns on this invention, it is preferable that the absolute value of sheet thickness direction Mg segregation degree Y is 4 mass% or less at a maximum value, and is 0.8 mass% or less on an average value.
  • the plate thickness direction Mg concentration Ct, the plate thickness direction average Mg concentration Ci, and the plate thickness direction Mg segregation degree Y are the chemical composition of the aluminum alloy plate 60, the manufacturing conditions described later, specifically, the cooling conditions during casting.
  • the thickness is controlled by the thickness of the cast plate or the amount of face cutting, the homogenization heat treatment condition, and the final annealing condition.
  • the maximum value or average value of the Mg segregation degree Y in the plate thickness direction is increased to the plus side, the ⁇ phase due to Mg segregation is likely to precipitate. For this reason, the ⁇ phase that is the starting point of fracture increases, the strength and elongation decrease, and the moldability decreases. Further, when the maximum value or average value of the Mg segregation degree Y in the plate thickness direction is increased to the minus side, there are many portions where the Mg concentration is significantly reduced. For this reason, the strength is lowered in such a portion where the Mg concentration is significantly lowered.
  • the aluminum alloy plate according to the present invention preferably has an average crystal grain size of 100 ⁇ m or less on the surface thereof.
  • the press formability is improved.
  • the average crystal grain size exceeds 100 ⁇ m and becomes coarse, the press formability tends to decrease, and defects such as cracks and rough skin during molding tend to occur.
  • SS stripcher strain
  • the average crystal grain size is preferably 20 ⁇ m or more.
  • the crystal grain size referred to in the present invention is the maximum diameter of crystal grains in the plate length direction.
  • the crystal grain size is measured by the line intercept method in the L direction by mechanically polishing an aluminum alloy plate to 0.05 to 0.1 mm and then observing the electrolytically etched surface with a 100 ⁇ optical microscope. Is done.
  • the length of one measurement line is 0.95 mm, and the total measurement line length is 0.95 ⁇ 15 mm by observing a total of five fields with three lines per field.
  • the aluminum alloy sheet of the present invention is manufactured through a melt casting process, a homogenization heat treatment process, a cold rolling process, and a final annealing process. Hereinafter, each step will be described.
  • the melt casting process is a process of melting a high Mg content Al—Mg alloy having the above-described chemical composition and manufacturing a cast plate from the molten metal using a thin plate continuous casting method.
  • a thin plate continuous casting method a graphite fixed mold type continuous casting method is preferable.
  • the graphite fixed mold type continuous casting method is performed using a thin plate continuous casting apparatus 10 as shown in FIG.
  • the molten metal 2 stored in the holding furnace 1 is poured into the continuous mold 3 (graphite fixed mold 4) from the casting port 1a.
  • the molten metal 2 is solidified by the graphite fixing mold 4 while the graphite fixing mold 4 is cooled by the water cooling jacket 5.
  • the cast plate 6 with a thin plate thickness is obtained.
  • the produced cast plate 6 is carried out to the next process by the roll 7.
  • the cooling rate is higher than that in the DC casting method, a fine cast structure is obtained, and the press formability is improved.
  • a relatively thin plate thickness of about 5 mm can be obtained, processes such as hot rough rolling and hot finish rolling after casting, which have been performed with conventional DC ingots (thickness 200 to 600 mm), can be omitted. .
  • the cooling rate is determined by a method known from the dendrite arm spacing (Dendrite secondary branch interval: DAS) of the cast plate 6 (for example, published by the Japan Institute of Light Metals, August 20, 1988, “Aluminum dendrite arm spacing and cooling”). The method described in “Measurement method of speed” and the like). That is, the average interval d between adjacent dendrite secondary arms (secondary branches) in the cast structure of the cast plate 6 is measured by the intersection method (number of fields of view of 3 or more, number of intersections of 10 or more).
  • DAS dendrite arm spacing
  • intersection method number of fields of view of 3 or more, number of intersections of 10 or more.
  • the pouring temperature when the molten metal 2 is poured into the graphite fixed mold 4 is in the range of liquidus temperature + 50 ° C. or higher and liquidus temperature + 250 ° C. or lower, preferably It is liquidus temperature +100 degreeC or more and liquidus temperature +150 degreeC or less.
  • the pouring temperature is lower than the liquidus temperature + 50 ° C.
  • the molten metal is solidified in the mold, and the cast plate breaks easily.
  • the pouring temperature exceeds the liquidus temperature + 250 ° C., the cooling rate during casting becomes slow and the degree of Mg segregation increases. In this case, it becomes difficult to suppress the Mg segregation degree within the range of the present invention, and it is impossible to suppress the precipitation of ⁇ phase and the decrease in formability due to the Mg segregation degree.
  • the roll 7 for feeding the casting plate 6 in the casting direction is periodically rotated in the direction opposite to the casting direction to retract the casting plate 6.
  • the backward stroke length is in the range of 0.5 mm to 5 mm, preferably 1 mm to 3 mm.
  • the holding time of 1 s or less is set before the retreat, the castability becomes more stable.
  • the reverse stroke length is in the range of 0.5 mm to 5 mm.
  • the average casting speed is in the range of 100 mm / min to 500 mm / min, preferably 250 mm / min to 350 mm / min. It is below min.
  • the average casting speed is less than 100 mm / min, the molten metal 2 rapidly solidifies in the vicinity of the casting port 1a, so that the drawing resistance at that portion increases when the roll 7 is drawn. Is easy to break.
  • the average casting speed exceeds 500 mm / min, a molten metal leak due to insufficient cooling occurs near the cast plate outlet 4a.
  • the thickness of the cast plate 6 to be continuously cast is in the range of 5 mm to 20 mm.
  • the plate thickness is less than 5 mm, the molten metal 2 rapidly solidifies in the vicinity of the casting port 1a, so that when the roll 7 is pulled out, the drawing resistance at that portion increases, so the cast plate 6 breaks. easy.
  • the plate thickness exceeds 20 mm, the cooling rate of casting becomes remarkably slow, and the degree of segregation of Mg increases. In this case, it is difficult to suppress the Mg segregation degree within the range of the present invention, and there is a possibility that the precipitation of ⁇ phase due to the Mg segregation degree cannot be suppressed. Further, the ⁇ phase as a whole tends to become coarse or precipitate in large quantities. As a result, there is a high possibility that the press formability is significantly lowered.
  • the thin plate continuous casting method has been described above by taking the graphite fixed mold type continuous casting method as an example, but is not limited thereto. Any method can be used as long as it can suppress the Mg segregation degree of the aluminum alloy sheet within the scope of the present invention, and for example, a twin roll continuous casting method may be used.
  • the twin-roll continuous casting method is performed using a thin plate continuous casting apparatus 100 as shown in FIG.
  • the molten metal 300 is poured from the hot water supply nozzle 400 of the holding furnace 200 between a pair of rotating water-cooled copper molds (double rolls 500) and solidifies.
  • a thin cast plate 600 is obtained.
  • the Hunter method, the 3C method and the like are known.
  • processes such as hot rough rolling and hot finish rolling after casting, which have been performed with conventional DC ingots (thickness 200 to 600 mm), are performed. Can be omitted.
  • the homogeneous heat treatment step is a step of performing a predetermined homogenization heat treatment on the cast plate 6 produced in the above step.
  • the homogenization heat treatment is performed for a required time at a temperature of 400 ° C. or higher and a liquidus temperature or lower.
  • the heat treatment time is 1 second (1 s) or less.
  • the temperature range in which the ⁇ phase is highly likely to occur is a temperature range from 200 to 400 ° C. at the center of the cast plate when the temperature is raised, and a temperature range from homogenization heat treatment temperature to 100 ° C. when the temperature is cooled. Therefore, in order to suppress the generation of the ⁇ phase, the average rate of temperature increase in the range of the temperature of the cast plate center portion from 200 to 400 ° C. is 5 ° C./s or more when heating to the homogenization heat treatment temperature. Is preferred. In cooling from the homogenization heat treatment temperature, the average cooling rate in the range from the homogenization heat treatment temperature to 100 ° C. is preferably 5 ° C./s or more.
  • the cold rolling process is a process in which the cast plate 6 that has been subjected to the homogenization heat treatment is cold-rolled to a thickness of the product plate, for example, 0.1 mm to 13 mm.
  • the cast structure is made into a processed structure by cold rolling. Therefore, when the plate thickness of the cast plate 6 to be cold-rolled is thick, it is preferable that intermediate annealing is performed in the middle of cold rolling so that the cold rolling rate in the final cold rolling is 60% or less.
  • the degree of work organization in cold rolling depends on the cold rolling rate of cold rolling, so that the cast structure may remain for the above-mentioned texture control. It is allowed as long as the characteristics are not impaired.
  • the final annealing step is a step of applying a predetermined final annealing to the cold-rolled sheet produced in the above step.
  • final annealing is performed on the cold-rolled sheet at a temperature of 400 ° C. or higher and lower than the liquidus temperature (° C.).
  • the final annealing temperature is less than 400 ° C., there is a high possibility that a solution effect will not be obtained, and there is no effect of reducing the degree of Mg segregation.
  • the final annealing temperature is preferably 450 ° C. or higher.
  • the average cooling rate after the final annealing is as low as less than 10 ° C./s, the degree of Mg segregation increases in the cooling process.
  • the average cooling rate is preferably 15 ° C./s or more.
  • melts of Al—Mg alloys having various chemical composition shown in Table 1 were obtained by the above-described graphite fixed mold type continuous casting method and twin roll type continuous casting method. Under the conditions shown in Table 2, casting was performed to each plate thickness shown in Table 2. Each cast plate is selectively subjected to chamfering treatment and homogenization heat treatment under the conditions shown in Table 2, and then to a plate thickness of 1.0 mm or 11.0 mm without hot rolling. Cold rolled. In addition, intermediate annealing was not performed during cold rolling.
  • each cold-rolled sheet is subjected to final annealing in a continuous annealing furnace at a temperature and cooling conditions shown in Table 2 (the holding time at the annealing temperature is 1 second or less), and an aluminum alloy sheet for forming (Example) No. 1-5 and Comparative Examples No. 6-20).
  • the forming aluminum alloy plate (Comparative Example No. 6) is manufactured by a manufacturing method using a twin-roll continuous casting method described in Patent Document 3.
  • the conditions of the graphite fixed mold type continuous casting method are the retreat stroke length: 3 mm, the average casting speed: 300 mm / min, the casting temperature (the pouring temperature): the liquidus temperature + 140 ° C.
  • the peripheral speed of the twin rolls was 70 m / min
  • the pouring temperature when pouring the molten metal into the twin rolls was the liquidus temperature + 20 ° C.
  • the twin roll surface was not lubricated.
  • Thermodynamic calculation software Thermo-Calc Ver.R Al-DATA Ver.6 is used to calculate the liquidus temperature of each alloy.
  • Example Nos. 1 to 5 Comparative Examples Nos. 6 to 22
  • the region Mg segregation degree X and the thickness direction Mg segregation degree Y of each alloy sheet were calculated by the following procedure. And evaluated. The results are shown in Table 2.
  • Example No. The calculation result of the region Mg segregation degree X in FIG.
  • the calculation result of the region Mg segregation degree X of 6 is shown in FIG.
  • the calculation result of the sheet thickness direction Mg segregation degree Y of Example 1 is shown in FIG.
  • FIG. 7 shows the calculation results of the thickness segregation degree Y of 16 in the plate thickness direction.
  • a plurality of plate thickness direction measurement points Py are set at intervals of 0.01 mm in the plate thickness direction (interval c) at each of the measurement points Px (No. 1 to 25) in the plate width direction (see FIG. 1 (b)). Then, the Mg concentration of the aluminum alloy plate at each measurement point (predetermined plate thickness position (predetermined depth position)) is measured, the average value of the Mg concentration at each measurement point is calculated, and the plate thickness direction average Mg concentration Ci It was.
  • the plate thickness direction average Mg concentration Ci and the plate width direction average Mg concentration Co at each measurement point of the plate width direction measurement point Px are defined by the difference between them (Ci-Co).
  • a region Mg segregation degree X is calculated (see FIGS. 4 and 5).
  • EPMA JEOL X-ray microanalyzer: JXA-8800RL
  • JXA-8800RL is used to measure the Mg concentration.
  • the maximum value of the region Mg segregation degree X was determined to be satisfactory ( ⁇ ) when the absolute value was 0.5% by mass or less, and unsatisfactory (x) when exceeding 0.5% by mass. Further, the average value of the region Mg segregation degree X was satisfied ( ⁇ ) when the absolute value was 0.1% by mass or less, and was unsatisfactory (x) when the absolute value exceeded 0.1% by mass.
  • One point (No. 13) is selected from the plate width direction measurement points (No. 1 to 25), and the plate thickness direction (a plurality of plate thickness direction measurement points Py) measured at the measurement point is selected.
  • the Mg concentration was defined as the Mg concentration Ct in the plate thickness direction.
  • the plate thickness direction Mg segregation degree Y defined by the difference (Ct ⁇ Ci) between the two is obtained. Calculated. If the plate thickness direction measurement point Py is 0.01 mm or 1.0 mm, the plate thickness direction measurement point Py is located on the surface of the alloy plate (see FIGS. 6 and 7).
  • the maximum value of the sheet thickness direction Mg segregation degree Y was satisfied ( ⁇ ) when the absolute value was 4% by mass or less, and unsatisfactory ( ⁇ ) when exceeding 4% by mass. Further, the average value of the thickness direction Mg segregation degree Y was satisfied ( ⁇ ) when the absolute value was 0.8% by mass or less, and was unsatisfactory ( ⁇ ) when exceeding 0.8% by mass.
  • Example No. 1-5 Comparative Example No.
  • the average crystal grain sizes of 6 to 10, 12 to 17, and 19 to 22 were in the range of 30 to 60 ⁇ m. Comparative Example No.
  • the average crystal grain sizes of 11 and 18 exceeded 100 ⁇ m.
  • a tensile test was performed using a test piece collected from the alloy plate, and the tensile strength (TS (MPa)) and the total elongation (EL (%)) were measured.
  • the press formability is evaluated by a strength ductility balance value defined by (TS) ⁇ (EL), and when the strength ductility balance value is 11000 or more, it is evaluated as pass ( ⁇ ), and when it is less than 11000, it is evaluated as reject ( ⁇ ). Is done.
  • the specimens were collected from five arbitrary positions with a distance of 100 mm or more in the longitudinal direction of the alloy plate.
  • the (TS) value and (EL) value the average value of the measured values of five test pieces was used.
  • the tensile test is performed according to JISZ2201, and the shape of the test piece is performed with a JIS No. 5 test piece. A test piece is produced so that a longitudinal direction may correspond with the rolling direction of an alloy plate. The crosshead speed was 5 mm / min, and the test was performed at a constant speed until the test piece broke.
  • Example No. satisfying the requirements of the present invention were superior in press formability as compared with Comparative Examples Nos. 6 to 22 that do not satisfy the requirements of the present invention.
  • Comparative Example No. 6 is an alloy plate described in Patent Document 3, but the Mg segregation degree (region Mg segregation degree) cannot be suppressed within the scope of the present invention, so press formability. It was inferior to.
  • Comparative Examples Nos. 7 and 14 the Mg segregation degree can be suppressed within the range of the present invention, but since the Mg content is below the lower limit, the strength ductility balance is low and the press formability is poor. It was.
  • Comparative Examples No. 8 and 15 since the Mg content exceeded the upper limit, the degree of Mg segregation was large and the press formability was poor. Comparative Example No.
  • the comparative example 21 performed the face-cutting process which cuts both plate

Abstract

　本発明は、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。本発明は、Ｍｇ：６．０質量％以上１５．０質量％以下を含む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、複数の板幅方向測定点Ｐｘで測定されたＭｇ濃度の平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、複数の板幅方向測定点Ｐｘについて、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ＰｙでＭｇ濃度を測定し、複数の板厚方向測定点Ｐｙで測定されたＭｇ濃度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。

Description

成形用アルミニウム合金板
　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。
　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。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系合金板の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、Ｍｇ含有量が６質量％、できれば８質量％を超えるように、Ａｌ－Ｍｇ系合金のＭｇ含有量を増加させると、強度延性バランスが向上する。しかし、ＤＣ鋳造などで鋳造した鋳塊を均熱処理後に熱間圧延する通常の製造方法では、このような高Ｍｇ含有Ａｌ－Ｍｇ系合金板を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が偏析することや、通常の熱間圧延の際に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ことである。
　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、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が形成されやすく、アルミニウム合金板の延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有許容量の増加には限界があり、８質量％を超える量のＭｇ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に記載された自動車用アルミニウム合金板は、双ロール式連続鋳造法で製造された、Ｍｇ含有量が６～１０質量％である高Ｍｇ含有Ａｌ－Ｍｇ系合金板である。ここでは、Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の平均サイズが１０μｍ以下である。
　また、特許文献２に記載された自動車ボディーシート用アルミニウム合金板は、連続鋳造法で製造された、Ｍｇ含有量が２.５～８質量％であるＡｌ－Ｍｇ系合金板である。ここでは、１０μｍ以上のＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物の個数が３００個／ｍｍ２以下、平均結晶粒径が１０～７０μｍである。
　また、特許文献３には、双ロール式連続鋳造法で製造された、Ｍｇ含有量が８～１４質量％のＡｌ－Ｍｇ系合金板が記載されている。ここでは、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を絶対値で４質量％以下、平均値を絶対値で０．８質量％以下としている。これにより、Ａｌ－Ｍｇ系金属間化合物の析出が抑制されている。
日本国特開平７－２５２５７１号公報 日本国特開平８－１６５５３８号公報 日本国特開２００７－７７４８５号公報
　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β相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、Ａｌ－Ｍｇ系合金板のＭｇ含有量が高くなるほど、鋳造工程における冷却速度制御だけで、プレス成形性に悪影響しない程度にβ相を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）を抑制することにより、Ｍｇの偏析（濃度むら）に起因するＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物（β相）の析出が抑制されている。しかし、従来技術の双ロール式連続鋳造法を用いて製造された高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。そのため、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を与え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や、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、またはこれに加えて、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である。
　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質量％以上１５．０質量％以下を含み、残部がＡｌおよび不純物であ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、複数の前記板幅方向測定点で測定されたＭｇ濃度の平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、複数の前記板幅方向測定点について、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、複数の前記板厚方向測定点で測定されたＭｇ濃度の平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、前記板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と前記板幅方向平均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。このため、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や、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においては、前記領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）に加えて、前記領域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、前記板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と前記板厚方向平均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。このため、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や、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においては、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。
　本発明に係る成形用アルミニウム合金板においては、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る。これにより、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によれば、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Ｍｇ偏析度を算出する際に用いられるＭｇ濃度の複数の測定点を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＡ－Ａ線断面図である。 本発明に係る成形用アルミニウム合金板の製造の際に使用される薄板連続鋳造装置の構成を模式的に示す断面図である。 本発明に係る成形用アルミニウム合金板の製造の際に使用される薄板連続鋳造装置の構成を模式的に示す断面図である。 本発明の要件を満足する成形用アルミニウム合金板における領域Ｍｇ偏析度の算出結果を示すグラフである。 本発明の要件を満足しない成形用アルミニウム合金板における領域Ｍｇ偏析度の算出結果を示すグラフである。 本発明の要件を満たす成形用アルミニウム合金板における板厚方向Ｍｇ偏析度の算出結果を示すグラフである。 本発明の要件を満足しない成形用アルミニウム合金板における板厚方向Ｍｇ偏析度の算出結果を示すグラフである。
　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、高含有量のＭｇを含むアルミニウム合金であって、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏおよび板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘをが所定値以下に規制されていることを特徴とする。
　まず、本実施形態に係る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。
　本実施形態に係るアルミニウム合金板は、Ｍｇ：６．０質量％以上１５．０質量％以下を含み、残部がＡｌおよび不純物であ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、本実施形態に係る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。領域Ｍｇ偏析度が所定範囲内に規定されない場合、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ほか、加工硬化量が大きくなり、冷間圧延性も低下する。したがって、Ｍｇ含有量は、６．０質量％以上１５．０質量％以下、好ましくは８質量％を超え１４質量％以下である。
（ＦｅおよびＳｉ）
　ＦｅおよびＳｉは、できるだけ少ない量に規制されるべき元素である。Ｆｅおよび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％以下であり、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、およびＺｎ）
　ＴｉおよびＢは鋳板（鋳塊）組織の微細化効果を有し、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶには圧延板組織の微細化効果を有する。また、ＣｕおよびＺｎは、強度を向上させる効果も有する。このため、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、これらの効果を狙ってこれらの元素を一種以上含有させることは許容される。これらの元素の許容量は、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および板厚方向平均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を算出するためには、まず、アルミニウム合金板６０の表面に、全板幅Ｗを１辺とする正方形状の領域を設定する。この正方形状の領域、すなわち、全板幅Ｗと、全板幅Ｗと同じ長さの板長さＬと、により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、複数の板幅方向測定点Ｐｘを設定する。これら複数の板幅方向測定点Ｐｘで、アルミニウム合金板６０の表面でのＭｇ濃度を測定する。これらの測定されたＭｇ濃度の平均値が、板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏであり、アルミニウム合金板６０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）が用いられ、アルミニウム合金板６０の板幅方向に走査することによりＭｇ濃度が測定される。
　また、アルミニウム合金板６０の板幅方向のＭｇの偏析度合いの再現性を得るためには、アルミニウム合金板６０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６０の表面でのＭｇ濃度を測定する必要がある。領域内に設定された板幅方向測定点Ｐｘの個数（点数）は、板幅方向で板端を含まずに５点以上、かつ、板長さ方向で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）に示されるように、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉを算出するためには、まず、前記領域に設定された複数の板幅方向測定点Ｐｘの全てにおいて、板厚方向に所定の間隔ｃで全板厚Ｔにわたって複数の板厚方向測定点Ｐｙを設定する。そして、各板厚方向測定点Ｐｙの、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）を測定する。これらの測定されたＭｇ濃度の平均値が、板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉであり、アルミニウム合金板６０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濃度の測定には、前記と同様にＥＰＭＡが用いられ、板幅方向の断面を板厚方向に走査することにより、全板厚Ｔの範囲における各厚み位置部分でのＭｇ濃度が測定される。
　また、アルミニウム合金板６０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である。
（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、アルミニウム合金板６０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６０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６０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。破壊の起点となるβ相が増加すると、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。Ｍｇ濃度が大幅に低くなる部分では、強度が低くなる。したがって、成形における引張変形時に、Ｍｇ濃度が低くなる部分のみが優先的に変形し、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、本発明のいずれかの、また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６０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６０においては、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘに加えて、板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔおよび板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉで定義される板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙが、所定値以下に規制されることが好ましい。
（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濃度である。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、前記領域内の少なくとも１つの板幅方向測定点Ｐｘにおいて測定された、板厚方向でのＭｇ濃度である。板厚方向Ｍｇ濃度Ｃｔは、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から算出されることが好ましく、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、それらを平均化して算出されることがさらに好ましい。
（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、アルミニウム合金板６０の板厚方向のＭｇの偏析度合いの指標となるものである。板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙは、前記領域Ｍｇ偏析度Ｘと併用することによって、アルミニウム合金板６０の板全体のＭｇの偏析度合いを良好に再現できる。そして、本発明に係るアルミニウム合金板６０においては、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの絶対値が、最大値で４質量％以下、且つ、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６０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。そのため、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、Ｍｇ濃度が低くなる部分のみが優先的に変形し、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％を超える場合には、アルミニウム合金板６０における成形性が低下する。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６０における成形性が低下する。
（平均結晶粒径）
　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。
　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。この観点からは、平均結晶粒径は２０μｍ以上であることが好ましい。
　本発明で言う結晶粒径とは、板長さ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に機械研磨した後、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することにより、前記Ｌ方向にラインインターセプト法で測定される。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、を経て製造される。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。
　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を用いて行われる。まず、保持炉１に貯溜した溶湯２が、鋳込口１ａから連続鋳型３（黒鉛固定鋳型４）の内部に注入される。次いで、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が黒鉛固定鋳型４で凝固される。これにより、薄い板厚の鋳板６が得られる。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、ＤＣ鋳造法に較べて冷却速度が速いため、微細な鋳造組織が得られ、プレス成形性が向上する。また、比較的薄い５ｍｍ程度の板厚が得られるため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ２００～６００ｍｍ）で実施され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を、以下、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、多量に析出する傾向がある。この結果、アルミニウム合金板のプレス成形性が著しく低下する可能性が高くなる。
　なお、この冷却速度を直接的に計測することは難しい。したがって、冷却速度は、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、１９８８年８月２０日発行、「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」などに記載された方法）により求められる。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、冷却速度が求められる。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℃以上、且つ液相線温度＋２５０℃以下の範囲であり、好ましくは液相線温度＋１００℃以上、且つ液相線温度＋１５０℃以下である。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る。この場合には、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、Ｍｇ偏析度に起因するβ相の析出や成形性の低下を抑制することができない。
（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０．５ｍｍ以上５ｍｍ以下の範囲であり、好ましくは１ｍｍ以上３ｍｍ以下である。また、後退前に１ｓ以下の保持時間が入れられると、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０．５ｍｍ以上５ｍｍ以下の範囲である。
（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、平均鋳造速度は１００ｍｍ／ｍｉｎ以上、且つ５００ｍｍ／ｍｉｎ以下の範囲であり、好ましくは２５０ｍｍ／ｍｉｎ以上、且つ３５０ｍｍ／ｍｉｎ以下である。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５ｍｍ以上２０ｍｍ以下の範囲である。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る。この場合には、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、Ｍｇ偏析度に起因する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。
　以上、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、これに限定されない。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る方法であればどのような方法であってもよく、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に示されるような薄板連続鋳造装置１００を用いて行われる。まず、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が注湯され、凝固する。凝固直後に、この双ロール５００の間において圧下および急冷を行なうことにより、薄い板厚の鋳板６００が得られる。この双ロール式連続鋳造法として、ハンター法や３Ｃ法などが知られている。この方法では、比較的薄い１～１３ｍｍの板厚が得られるため、従来のＤＣ鋳塊（厚さ２００～６００ｍｍ）で実施され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、必要時間行なわれる。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、熱処理時間は、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。したがって、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に際して、鋳板中心部の温度が２００～４００℃までの範囲における平均昇温速度が、５℃／ｓ以上であることが好ましい。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は、５℃／ｓ以上であることが好ましい。
＜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、０．１ｍｍ以上１３ｍｍ以下に冷延処理する工程である。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依存するため、上記した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内において許容される。
＜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、４００℃以上、且つ液相線温度（℃）未満の温度で冷延板に最終焼鈍を施す。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することができる。
　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℃以上である。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１０℃／ｓ未満と遅い場合には、冷却過程で、Ｍｇの偏析度合いが逆に大きくなる。この場合には、Ｍｇ偏析度を本発明の範囲内に抑制することができず、Ｍｇ偏析度に起因する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に示される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）の溶湯を、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に示される条件で、表２に示される各板厚へと鋳造した。そして、各鋳板が、表２に示される条件で選択的に面削処理、均質化熱処理を施された後、熱間圧延することなしに、板厚１．０ｍｍまたは板厚１１．０ｍｍまで冷間圧延された。なお、冷間圧延中、中間焼鈍は行なわれなかった。次に、これら各冷延板を、表２に示される温度と冷却条件で、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されている。
　また、黒鉛固定鋳型式連続鋳造法の条件は、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℃である。双ロール式連続鋳造法では、双ロールの周速が７０ｍ／ｍｉｎ、溶湯を双ロールに注湯する際の注湯温度が液相線温度＋２０℃であり、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）が用いられる。
　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が、下記手順で算出および評価される。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。
（領域Ｍｇ偏析度Ｘの算出および評価）
　まず、成形用アルミニウム合金板の表面に、一辺の長さが１００ｍｍの正方形状の領域を設定した。次いで、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点設定し、板長さ方向に、２５ｍｍ間隔（間隔ｂ）で５点設定した。これにより、合計で２５点の板幅方向測定点Ｐｘ（Ｎｏ．１～２５）が設定される（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が設定される（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および板幅方向平均Ｍｇ濃度Ｃｏから、両者の差（Ｃｉ－Ｃｏ）で定義される領域Ｍｇ偏析度Ｘが算出される（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）が用いられる。
　領域Ｍｇ偏析度Ｘの評価において、領域Ｍｇ偏析度Ｘの最大値は、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（×）とした。また、領域Ｍｇ偏析度Ｘの平均値は、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、各測定点でのＭｇ濃度の平均値として前記で算出された板厚方向平均Ｍｇ濃度Ｃｉを用いることにより、両者の差（Ｃｔ－Ｃｉ）で定義される板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙが算出される。なお、板厚方向測定点Ｐｙが０．０１ｍｍまたは１．０ｍｍであれば、板厚方向測定点Ｐｙは合金板の表面に位置している（図６、図７参照）。
　板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの評価において、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの最大値は、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（×）とした。また、板厚方向Ｍｇ偏析度Ｙの平均値は、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。
（平均結晶粒径）
　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、前記した測定方法にしたがって、各合金板の平均結晶粒径を測定した。
　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。
（プレス成形性の評価）
　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。
　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（％））を測定した。プレス成形性は、（ＴＳ）×（ＥＬ）で定義される強度延性バランス値で評価され、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（×）と評価される。
　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以上開けた任意の５箇所から行なった。（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号試験片で行う。試験片は、長手方向が合金板の圧延方向と一致するように作製される。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２の結果から、本発明の要件を満足する実施例Ｎｏ．１～５は、本発明の要件を満足しない比較例Ｎｏ.６～２２に比べて、プレス成形性において優れていた。
　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された鋳板の板両面を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され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。
　以上、本発明の実施形態および実施例について説明したが、本発明は上述の実施の形態に限られるものではなく、特許請求の範囲に記載した限りにおいて様々に変更して実施することが可能なものである。本出願は２０１０年８月２５日出願の日本特許出願（特願２０１０－１８７７５６）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　　　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

Claims (4)

  1. 　Ｍｇ：６．０質量％以上１５．０質量％以下を含み、残部がＡｌおよび不純物であ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、複数の前記板幅方向測定点で測定されたＭｇ濃度の平均値を板幅方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｏ）とし、
    　複数の前記板幅方向測定点について、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、複数の前記板厚方向測定点で測定されたＭｇ濃度の平均値を板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）としたとき、
    　前記板厚方向平均Ｍｇ濃度（Ｃｉ）と前記板幅方向平均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。
  2. 　前記領域Ｍｇ偏析度（Ｘ）に加えて、
    　前記領域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、
    　前記板厚方向Ｍｇ濃度（Ｃｔ）と前記板厚方向平均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。
  3. 　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。
  4. 　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または請求項２に記載の成形用アルミニウム合金板。
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