成形用铝合金板.pdf

本发明提供一种成形用铝合金板，其降低在Mg含量高的Al-Mg系合金板的β相的析出，使冲压成形性提高。本发明的成形用铝合金板是由含有Mg：6.0质量％以上15.0质量％以下的Al-Mg系合金构成的，其中，在设定于所述合金板的表面上的以全板宽(W)为1边的正方形状的区域中，在以规定间隔(a、b)设定在板宽方向以及板长度方向上的板宽方向测定点(Px)测定Mg浓度，将在多个板宽方向测定点(Px)测定的Mg浓度的平均值作为板宽方向平均Mg浓度(Co)，对于多个板宽方向测定点(Px)，在多个在板厚方向上隔开规定间隔设定在整个板厚范围内的板厚方向测定点(Py)测定Mg浓度，将在多个板厚方向测定点(Py)测定的Mg浓度的平均值作为板厚方向平均Mg浓度(Ci)，在此情况下，由板厚方向平均Mg浓度(Ci)和板宽方向平均Mg浓度(Co)之差(Ci-Co)定义的区域Mg偏析度(X)的绝对值，其最大值为0.5质量％以下，且其平均值为0.1质量％以下。

权利要求书一种成形用铝合金板，其含有Mg：6.0质量％以上15.0质量％以下，余量为Al以及杂质，其特征在于，
在设定于所述成形用铝合金板的表面上的以全板宽为1边的正方形状的区域中，在多个在板宽方向和板长度方向上隔开规定间隔设定的板宽方向测定点测定Mg浓度，将在多个所述板宽方向测定点测定的Mg浓度的平均值作为板宽方向平均Mg浓度(Co)，
对于多个所述板宽方向测定点，在多个在板厚方向上隔开规定间隔设定在整个板厚范围内的板厚方向测定点测定Mg浓度，将在多个所述板厚方向测定点测定的Mg浓度的平均值作为板厚方向平均Mg浓度(Ci)，在此情况下，
由所述板厚方向平均Mg浓度(Ci)和所述板宽方向平均Mg浓度(Co)之差(Ci‑Co)定义的区域Mg偏析度(X)的绝对值，其最大值为0.5质量％以下，且其平均值为0.1质量％以下。
如权利要求1所述的成形用铝合金板，其特征在于，
除了所述区域Mg偏析度(X)以外，
在计算所述区域Mg偏析度(X)时，在所述板宽方向测定点的至少一个中，将在板厚方向上以规定间隔在整个板厚范围内测定的Mg浓度作为板厚方向Mg浓度(Ct)时，
由所述板厚方向Mg浓度(Ct)和所述板厚方向平均Mg浓度(Ci)之差(Ct‑Ci)定义的板厚方向Mg偏析度(Y)的绝对值，其最大值为4质量％以下，且其平均值为0.8质量％以下。
如权利要求1或2所述的成形用铝合金板，其特征在于，
所述Mg的含量超过8质量％且在14质量％以下。
如权利要求1或2所述的成形用铝合金板，其特征在于，
所述杂质是Fe：1.0质量％以下、Si：0.5质量％以下、Ti：0.1质量％以下、B：0.05质量％以下、Mn：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Zn：1.0％质量以下的至少1种以上的元素。

说明书成形用铝合金板
技术领域
本发明涉及一种Mg含量高的Al‑Mg系合金板，即具有高的成形性的成形用铝合金板。
背景技术
众所周知，一直以来，作为汽车、船舶、航空器或车辆等运输器、机械、电子产品、建筑、构造物、光学机器、器物的部件或零件用，对应于每种合金的各特性而广泛应用各种铝合金板。这些铝合金板在大多情况下，通过冲压成形等成形，作为上述各用途的部件或零件。从高成形性的观点出发，在铝合金中，强度‑延展性平衡优越的Al‑Mg系合金是有利的。作为该Al‑Mg系合金，例如是以JIS A5052、5182等为代表的合金。但是，该Al‑Mg系合金板若与现有的冷轧钢板相比，则延展性差，成形性差。因此，一直以来进行Al‑Mg系合金板的成分系的研究、制造条件的最佳化研究。
例如，在增加Al‑Mg系合金的Mg含量，以使Mg含量为6质量％，可能的话超过8质量％时，强度‑延展性平衡提高。但是，在将通过DC铸造等铸造的铸块在均热处理后进行热轧的通常的制造方法中，难以在工业上制造这样的Mg含量高的Al‑Mg系合金板。其理由是，在铸造时在铸块上Mg偏析，或在通常的热轧时因Al‑Mg系合金的延展性显著下降而容易产生裂纹。
另一方面，避开产生裂纹的温度域，通过在低温下的热轧来制造Mg含量高的Al‑Mg系合金板也是困难的。其理由是，在这样的低温轧制中，Mg含量高的Al‑Mg系合金的材料的变形阻力显著变高，在现状的轧制机的能力下，能够制造的产品尺寸极端受限。另外，为了增加Al‑Mg系合金的含Mg允许量，还提出添加Fe、Si等第三元素的方法等。但是，当这些第三元素的含量增加时，容易形成粗大的金属间化合物，铝合金板的延展性下降。因此，在含Mg允许量的增加上存在界限，难以含有超过8质量％的量的Mg。
因此，提出以双辊式等的连续铸造法制造Mg含量高的Al‑Mg系合金板的各种提案。
例如，在专利文献1记载的汽车用铝合金板是一种通过双辊式连续铸造法制造的、Mg含量为6～10质量％的Mg含量高的Al‑Mg系合金板。在此，Al‑Mg系金属间化合物的平均尺寸为10μm以下。
另外，在专利文献2记载的汽车车身密封用铝合金板是一种通过连续铸造法制造的、Mg含量为2.5～8质量％的Al‑Mg系合金板。在此，10μm以上的Al‑Mg系金属间化合物的个数为300个/mm2以下，平均结晶粒径为10～70μm。
另外，在专利文献3中记载有一种通过双辊式连续铸造法制造的、Mg含量为8～14质量％的Al‑Mg系合金板。在此，在整个板厚范围内测定的各Mg浓度与将其平均化的平均Mg浓度之间的关系中，使各Mg浓度从平均Mg浓度偏离的偏离幅度的最大值以绝对值计算为4质量％以下，使平均值以绝对值计算为0.8质量％以下。由此，抑制Al‑Mg系金属间化合物的析出。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平7‑252571号公报
专利文献2“日本国特开平8‑165538号公报
专利文献3：日本国特开2007‑77485号公报
如专利文献1、2记载的那样，铸造时结晶的A l‑M g系金属间化合物在冲压成形时容易成为破坏的起点。因此，为了提高M g含量高的Al‑M g系合金板的冲压成形性，使A l‑M g系金属间化合物(也称为β相)细微化是有效的，或者，减少粗大的β相是有效的。而且，在专利文献1、2中，加快铸造工序中的冷却速度(铸造速度)，抑制在铸造时结晶的A l‑M g系金属间化合物。只是存在如下问题：若A l‑M g系合金板的Mg含量变得越高，则仅通过铸造工序中的冷却速度控制，难以将β相降低到对冲压成形性无不良影响的程度。
在专利文献3中，通过根据均质化热处理与最终退火条件来抑制在整个板厚范围内的Mg的偏析程度(Mg浓度分布)，从而抑制由Mg的偏析(浓度不均)引起的Al‑Mg系金属间化合物(β相)的析出。但是，现有技术的使用双辊式连续铸造法制造的Mg含量高的Al‑Mg系合金板在板宽方向上也产生Mg的偏析。因此存在如下问题：仅抑制在整个板厚范围内的Mg的偏析程度，难以将Mg含量高的Al‑Mg系合金板的β相降低到对冲压成形性无不良影响的程度。
因此，除了铸造工序中的冷却速度、基于铸造工序以后的均质化热处理与最终退火条件的在整个板厚范围内的Mg的偏析程度的抑制以外，除此以外还希望有一种能够将Mg含量高的Al‑Mg系合金板的β相降低到对冲压成形性无不良影响的程度的技术。
发明内容
本发明是为了解决该问题而提出的，其要解决的问题是，提供一种降低Mg含量高的Al‑Mg系合金板的在内部的β相的析出，使冲压成形性提高的成形用铝合金板。
为了解决所述问题，本发明的成形用铝合金板，其含有Mg：6.0质量％以上15.0质量％以下，余量为Al以及杂质，其特征在于，在设定于所述成形用铝合金板的表面上的以全板宽为1边的正方形状的区域中，在多个在板宽方向和板长度方向上隔开规定间隔设定的板宽方向测定点测定Mg浓度，将在多个所述板宽方向测定点测定的Mg浓度的平均值作为板宽方向平均Mg浓度(Co)，对于多个所述板宽方向测定点，在多个在板厚方向上隔开规定间隔设定在整个板厚范围内的板厚方向测定点测定Mg浓度，将在多个所述板厚方向测定点测定的Mg浓度的平均值作为板厚方向平均Mg浓度(Ci)，在此情况下，
由所述板厚方向平均Mg浓度(Ci)和所述板宽方向平均Mg浓度(Co)之差(Ci‑Co)定义的区域Mg偏析度(X)的绝对值，其最大值为0.5质量％以下，且其平均值为0.1质量％以下。
根据所述构成，由成形用铝合金板的板厚方向平均Mg浓度(Ci)和板宽方向平均Mg浓度(Co)之差定义的区域Mg偏析度(X)为规定值以下的最大值以及平均值，由此，抑制成形用铝合金板的板整体、即板厚方向以及板宽方向两方的Mg的偏析。因此，降低成形用铝合金板的在内部的β相的析出，并且抑制成形时的不均匀变形、由不均匀变形引起的应变集中。
在本发明的成形用铝合金板中，除了所述区域Mg偏析度(X)以外，优选在计算所述区域Mg偏析度(X)时，在所述板宽方向测定点的至少一个中，将在板厚方向上以规定间隔在整个板厚范围内测定的Mg浓度作为板厚方向Mg浓度(Ct)时，由所述板厚方向Mg浓度(Ct)和所述板厚方向平均Mg浓度(Ci)之差(Ct‑Ci)定义的板厚方向Mg偏析度(Y)的绝对值，其最大值为4质量％以下，且其平均值为0.8质量％以下。
根据所述构成，除了所述区域Mg偏析度(X)以外，由成形用铝合金板的板厚方向Mg浓度(Ct)和板厚方向平均Mg浓度(Ci)之差定义的板厚方向Mg偏析度(Y)为规定值以下的最大值以及平均值，由此，进一步抑制Mg的偏析。因此，进一步降低成形用铝合金板的在内部的β相的析出，并且进一步抑制成形时的不均匀变形、由不均匀变形引起的应变集中。
在本发明的成形用铝合金板中，优选所述Mg的含量超过8质量％且在14质量％以下。
根据所述构成，通过将Mg含量规定在规定范围，成形用铝合金板的强度、延展性提高，并且降低成形用铝合金板的在内部的β相的析出。
在本发明的成形用铝合金板中，优选所述杂质是Fe：1.0质量％以下、Si：0.5质量％以下、Ti：0.1质量％以下、B：0.05质量％以下、Mn：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Zn：1.0％质量以下的至少1种以上的元素。
根据所述构成，通过限制作为杂质的Fe、Si的含量，抑制在成形用铝合金板的内部由Al‑Mg‑(Fe、Si)等构成的Al‑Mg系金属间化合物或由Al‑Fe、Al‑Si等构成的Al‑Mg系以外的金属间化合物析出。由此，破坏韧性、冲压成形性提高。另外，通过限制作为杂质的Ti、B、Mn、Cr、Zr、V、Cu、Zn的含量，不妨碍冲压成形性。
发明效果
根据本发明的成形用铝合金板，通过抑制Mg的偏析降低β相的形成，可得到优越的冲压成形性。另外，成形用铝合金板通过将Mg含量限制于更窄的范围，或者，除Mg以外含有Fe、Si、Ti、B、Mn、Cr、Zr、V、Cu、Zn的至少1种以上的元素作为杂质，限制其含量，由此，冲压成形性进一步提高。
附图说明
图1表示在算出本发明的成形用铝合金板的Mg偏析度时使用的Mg浓度的多个测定点，(a)是俯视图，(b)是(a)的A‑A线剖面图。
图2是示意地表示在本发明的成形用铝合金板的制造时所使用的薄板连续铸造装置的结构的剖面图。
图3是示意地表示在本发明的成形用铝合金板的制造时所使用的薄板连续铸造装置的结构的剖面图。
图4是表示满足本发明要件的成形用铝合金板中的区域Mg偏析度的算出结果的图表。
图5是表示不满足本发明要件的成形用铝合金板中的区域Mg偏析度的算出结果的图表。
图6是表示满足本发明要件的成形用铝合金板中的板厚方向Mg偏析度的算出结果的图表。
图7是表示不满足本发明要件的成形用铝合金板中的板厚方向Mg偏析度的算出结果的图表。
具体实施方式
详细说明本发明的成形用铝合金板的实施方式。
本发明的成形用铝合金板(以下，称为铝合金板)是含有高含量的Mg的铝合金，其特征在于，以板宽方向平均Mg浓度Co以及板厚方向平均Mg浓度Ci定义的区域Mg偏析度X被限制在规定值以下。
首先，对于本实施方式的铝合金板的化学成分组成，对各合金元素的意义及其数值限定理由进行说明。
本实施方式的铝合金板是一种含有Mg：6.0质量％以上15.0质量％以下且余量为Al以及杂质的铝合金，即由Mg含量高的Al‑Mg系合金构成。另外，本实施方式的铝合金板优选由如下的Mg含量高的Al‑Mg系合金构成，在该Mg含量高的Al‑Mg系合金中，作为Mg以外的元素，含有Fe：1.0质量％以下、Si：0.5质量％以下、Ti：0.1质量％以下、B：0.05质量％以下、Mn：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Zn：1.0％质量以下的至少1种以上的元素作为杂质。
(Mg)
Mg是提高Al合金板的强度、延展性的重要合金元素。在Mg含量小于6.0质量％时，强度、延展性不足，出不来Mg含量高的Al‑Mg系合金的特征，冲压成形性不足。另一方面，在Mg含量超过15.0质量％时，即使进行制造方法、条件的控制，也难以将铝合金板的Mg的偏析、即所述区域Mg偏析度规定在规定范围内。在区域Mg偏析度未被规定在规定范围内的情况下，在铝合金板的β相的析出变多，冲压成形性显著下降，此外加工硬化量变大，冷轧性也下降。因此，Mg含量是6.0质量％以上、15.0质量％以下，优选是大于8质量％、14质量％以下。
(Fe以及Si)
Fe以及Si是应被尽量限制成少的量的元素。Fe以及Si成为由Al‑Mg‑(Fe、Si)等构成的Al‑Mg系金属间化合物或者Al‑Fe、Al‑Si等Al‑Mg系以外的金属间化合物而析出。在Fe含量超过1.0质量％的情况下，或者，在Si含量超过0.5质量％的情况下，这些金属间化合物的析出量变得过大，较大地阻碍破坏韧性、成形性。其结果是，冲压成形性显著下降。因此，Fe含量是1.0质量％以下，优选是0.5质量％以下，Si含量是0.5质量％以下，优选是0.3质量％以下。
(Ti、B、Mn、Cr、Zr、V、Cu、以及Zn)
Ti以及B具有铸板(铸块)组织的细微化效果，Mn、Cr、Zr以及V具有轧制板组织的细微化效果。另外，Cu以及Zn还具有提高强度的效果。因此，在不阻碍本发明的合金板的特性即冲压成形性的范围，为了实现这些效果允许含有一种以上的这些元素。这些元素的允许量优选是：Ti：0.1质量％以下、B：0.05质量％以下、Mn：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Zr：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Zn：1.0质量％以下。
接着，对于铝合金板的板宽方向平均Mg浓度Co、板厚方向平均Mg浓度Ci、以及以板宽方向平均Mg浓度Co和板厚方向平均Mg浓度Ci定义的区域Mg偏析度X，参照图1进行详细说明。
(板宽方向平均Mg浓度：Co)
如图1(a)所示，为了算出板宽方向平均Mg浓度Co，首先，在铝合金板60的表面上设定以全板宽W为1边的正方形状的区域。在该正方形状的区域中，即在由全板宽W和长度与全板宽W相同的板长L围起来的区域中，在板宽方向上以规定间隔a，且在板长度方向上以规定间隔b设定多个板宽方向测定点Px。在这多个板宽方向测定点Px，测定铝合金板60的在表面的Mg浓度。这些测定的Mg浓度的平均值是板宽方向平均Mg浓度Co，且是铝合金板60的在表面上的板宽方向上的Mg的偏析程度的指标。另外，在Mg浓度的测定中，采用可进行线分析的EPMA(电子线探针微分析器)，通过在铝合金板60的板宽方向上扫描而测定Mg浓度。
另外，为了得到铝合金板60的板宽方向的Mg的偏析程度的再现性，需要在铝合金板60的表面上设定以全板宽W为1边的正方形状的区域，需要测定该区域内的铝合金板60的在表面的Mg浓度。在区域内设定的板宽方向测定点Px的个数(点数)在板宽方向上不包括板端优选为5点以上、且在板长度方向上为5点以上，优选合计25点以上。而且，设定板宽方向的间隔a以及板长度方向的间隔b，使得板宽方向测定点Px的个数为25点以上。进而，板长度方向的间隔b优选设定为板宽方向的间隔a的0.5～2倍。
(板厚方向平均Mg浓度：Ci)
如图1(b)所示，为了算出板厚方向平均Mg浓度Ci，首先，在所有的设定于所述区域的多个板宽方向测定点Px中，在板厚方向上以规定间隔c在整个板厚范围内T设定多个板厚方向测定点Py。然后，对各板厚方向测定点Py的、在板深度位置的Mg浓度(与后述的板厚方向Mg浓度Ct同义)进行测定。这些测定的Mg浓度的平均值是板厚方向平均Mg浓度Ci，成为铝合金板60的板厚方向(板深度方向)上的Mg的偏析程度的指标。另外，在Mg浓度的测定中，与上述同样使用EPMA，通过在板厚方向上扫描板宽方向的剖面，由此对全板厚T的范围内的在各厚度位置部分的Mg浓度进行测定。
另外，为了得到铝合金板60的板厚方向上的Mg的偏析程度的再现性，板厚方向的间隔c优选设定为0.2mm以下。需要说明的是，板厚方向测定点Py的初次测定点是已经测定完的所述板宽方向测定点Px。
(区域Mg偏析度：X)
区域Mg偏析度X是以板厚方向平均Mg浓度(Ci)与板宽方向平均Mg浓度(Co)之差(Ci‑Co)定义的，为在铝合金板60整体、即在板厚方向以及板宽方向双方上的Mg的偏析程度的指标。而且，在本发明的铝合金板60中，区域Mg偏析度X的绝对值其最大值是0.5质量％以下，且其平均值是0.1质量％以下。需要说明的是，板宽方向平均Mg浓度Co、板厚方向平均Mg浓度Ci以及区域Mg偏析度X是由铝合金板60的化学成分组成，后述的制造条件、具体地说铸造时的冷却条件、铸板板厚或面削量、均质化热处理条件、最终退火条件控制的。
在区域Mg偏析度X的最大值或平均值在正侧变大的情况下，因Mg的偏析引起的β相变得容易析出。若成为破坏的起点的β相增加，则强度、伸展性下降，成形性下降。另外，在区域Mg偏析度X的最大值或平均值在负侧变大的情况下，Mg浓度大幅度变低的部分在局部上较多地存在。在Mg浓度大幅度变低的部分中，强度变低。因此，在成形的拉伸变形时，仅Mg浓度变低的部分优先变形，产生不均匀变形。因此，成形时的应变局部集中，尤其伸展性下降，成形性下降。
因此，在区域Mg偏析度X的最大值以绝对值算超过0.5质量％，或者，其平均值以绝对值算超过0.1质量％的情况下，即，在不满足本发明的任一个要件，或不满足双方的要件的情况下，铝合金板60的成形性下降。
在本发明的铝合金板60中，除所述区域Mg偏析度X以外，由板厚方向Mg浓度Ct以及板厚方向平均Mg浓度Ci定义的板厚方向Mg偏析度Y优选被限制在规定值以下。
(板厚方向Mg浓度：Ct、板厚方向平均Mg浓度：Ci)
板厚方向Mg浓度Ct如前所述，是在图1(b)中记载的多个板厚方向测定点Py测定的Mg浓度。板厚方向平均Mg浓度Ci是测定的板厚方向Mg浓度Ct的平均值。
但是，板厚方向Mg浓度Ct以及板厚方向平均Mg浓度Ci，在算出所述区域Mg偏析度X时，是在所述区域内的至少一个板宽方向测定点Px测定的、在板厚方向的Mg浓度。板厚方向Mg浓度Ct优选根据在板宽中央部的板宽方向测定点Px的1点测定的值而算出，更优选在板宽中央部和板宽两端部的附近的3点测定，并将它们平均化而算出。
(板厚方向Mg偏析度Y)
板厚方向Mg偏析度Y是由板厚方向Mg浓度(Ct)与板厚方向平均Mg浓度(Ci)之差(Ct‑Ci)定义的，为铝合金板60的板厚方向的Mg的偏析程度的指标。板厚方向Mg偏析度Y通过与所述区域Mg偏析度X并用，从而可以良好地再现铝合金板60的板整体的Mg的偏析程度。而且，在本发明的铝合金板60中，板厚方向Mg偏析度Y的绝对值优选为：以最大值算在4质量％以下，且以平均值算在0.8质量％以下。需要说明的是，板厚方向Mg浓度Ct、板厚方向平均Mg浓度Ci以及板厚方向Mg偏析度Y是由铝合金板60的化学成分组成，后述的制造条件、具体地说铸造时的冷却条件、铸板板厚或面削量、均质化热处理条件、最终退火条件控制的。
在板厚方向Mg偏析度Y的最大值、平均值在正侧变大的情况下，因Mg的偏析引起的β相变得容易析出。因此，成为破坏的起点的β相增加，强度、伸展性下降，成形性下降。另外，在板厚方向Mg偏析度Y的最大值、平均值在负侧变大的情况下，Mg浓度大幅度变低的部分在局部上较多地存在。因此，在这样的Mg浓度大幅度变低的部分，强度变低。因此，在成形中的拉伸变形时，仅Mg浓度变低的部分优先变形，产生不均匀变形。因此，成形时的应变局部集中，尤其伸展性下降，成形性下降。
因此，在板厚方向Mg偏析度Y的最大值以绝对值算超过4质量％，或者，其平均值以绝对值算超过0.8质量％的情况下，铝合金板60的成形性下降。即，在不满足所述的任一个要件的情况下，或在不满足双方的要件的情况下，铝合金板60的成形性下降。
(平均结晶粒径)
本发明的铝合金板优选其表面的平均结晶粒径在100μm以下。
通过使铝合金板表面的平均结晶粒径细微化到100μm以下，从而冲压成形性提高。在平均结晶粒径超过100μm而粗大化的情况下，冲压成形性容易下降，容易产生成形时的裂纹或粗糙等不良情况。另一方面，平均结晶粒径过细，在冲压成形时产生5000系铝合金板所特有的、SS(拉伸变形)标记。从该观点出发，平均结晶粒径优选是20μm以上。
本发明中所称的结晶粒径是指板长度方向的结晶粒的最大直径。该结晶粒径是在将铝合金板机械抛光成0.05～0.1mm后，使用100倍的光学显微镜观察电解蚀刻了的表面，由此在所述L方向上以线截法进行测定的。1测定线长度设为0.95mm，以每一视场各3条，合计观察5视场，由此全测定线长度为0.95×15mm。
下面，对所述的铝合金板的制造方法进行说明。
本发明的铝合金板经过熔化铸造工序、均质化热处理工序、冷轧工序、最终退火工序而制造。以下，对各工序进行说明。
<熔化铸造工序>
熔化铸造工序是将具有所述的化学成分组成的Mg含量高的Al‑Mg系合金熔化，使用薄板连续铸造法从熔液制造铸板的工序。作为薄板连续铸造法，优选是石墨固定铸模式连续铸造法。
石墨固定铸模式连续铸造法是使用图2所示的薄板连续铸造装置10进行的。首先，将在保持炉1中贮存的熔液2从铸入口1a注入连续铸模3(石墨固定铸模4)的内部。接着，一边由水冷套5冷却石墨固定铸模4，熔液2一边在石墨固定铸模4凝固。由此，得到薄的板厚的铸板6。制作的铸板6由辊7搬运到下一工序。在该方法中，与DC铸造法相比，冷却速度快，因此可得到细微的铸造组织，冲压成形性提高。另外，可得到比较薄的5mm左右的板厚，因此可以省略现有的DC铸块(厚度200～600mm)中实施的铸造后的热粗轧制、热精轧制等工序。
(冷却速度)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，若铸板6的板厚为5～20mm的范围，则铸造中的冷却速度为15℃/s。若冷却速度慢，则Mg的偏析程度变大，难以将Mg偏析度(以下，将所述的区域Mg偏析度X以及板厚方向Mg偏析度Y称为Mg偏析度)抑制在本发明的范围内，存在无法抑制由此引起的β相的析出的可能性。另外，β相普遍粗大化，有大量析出的倾向。其结果是，铝合金板的冲压成形性显著下降的可能性变高。
需要说明的是，难以直接测量该冷却速度。因此，冷却速度根据铸造的铸板6的枝晶臂间隔(枝晶二次枝间隔：DAS)通过公知的方法(例如，轻金属学会，1988年8月20日发行，“铝枝晶臂间隔与冷却速度的测定方法”等中记载的方法)求出。即，以交线法测量铸造的铸板6的铸造组织中的、相互相邻的枝晶二次臂(二次枝)的平均间隔d(视场数3以上，交点数为10以上)，使用该d，根据下式，d＝62×C‑0.337(其中，d：枝晶二次臂间隔(mm)，C：冷却速度(℃/s))，求出冷却速度。因此，也可以说该冷却速度是凝固速度。
(注液温度)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，将熔液2注液到石墨固定铸模4中时的注液温度是液相线温度+50℃以上、且液相线温度+250℃以下的范围，优选为液相线温度+100℃以上、且液相线温度+150℃以下。注液温度在不到液相线温度+50℃的情况下，熔液容易在铸模内凝固，容易产生铸板断裂。在注液温度超过液相线温度+250℃的情况下，铸造时的冷却速度变慢，Mg的偏析程度变大。在该情况下，难以将Mg偏析度抑制在本发明的范围内，无法抑制因Mg偏析度引起的β相的析出、成形性的下降。
(拉拔方法)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，为了实现铸造的稳定化，使在铸造方向上运送铸板6的辊7周期性地向铸造方向的反向旋转，使铸板6后退。后退行程长度是0.5mm以上、5mm以下的范围，优选是1mm以上、3mm以下。另外，若在后退前有1s以下的保持时间，则铸造性更稳定。
在后退行程长度超过5mm的情况下，在铸板6的表面产生的高Mg浓度的偏析层在后退时侵入板内部，在该部位产生铸板裂纹因而断裂。另一方面，在后退行程长度不到0.5mm的情况下，固液共存部未被压缩，在容易断裂的固液共存部区域，铸板6断裂。因此，后退行程长度为0.5mm以上、5mm以下的范围。
(平均铸造速度)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，在由石墨固定铸模4铸造熔液2时，平均铸造速度是100mm/min以上、且500mm/min以下的范围，优选是250mm/min以上、且350mm/min以下。在平均铸造速度不到100mm/min的情况下，熔液2在铸入口1a的附近急速凝固，由此，用辊7拉拔时该部位的拉出阻力增大，因此铸板6容易断裂。在平均铸造速度超过500mm/min的情况下，在铸板出口4a的附近，产生由冷却不足引起的熔液泄漏。
(铸造板厚)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，连续铸造的铸板6的板厚是5mm以上、20mm以下的范围。在板厚不到5mm的情况下，熔液2在铸入口1a的附近急速凝固，由此在用辊7拉拔时，该部位的拉出阻力增大，因此铸板6容易断裂。在板厚超过20mm的情况下，铸造的冷却速度显著变慢，Mg的偏析程度变大。在该情况下，可能难以将Mg偏析度抑制在本发明的范围内，可能无法抑制因Mg偏析度引起的β相的析出。另外，β相有普遍粗大化、或大量析出的倾向。其结果是，冲压成形性显著下降的可能性变高。
(面削处理)
在石墨固定铸模式连续铸造法中，容易在铸板6的表面产生Mg偏析。因此，优选进行以规定量切削制作的铸板6的板两面的面削处理。通过由面削处理去掉板两面的Mg偏析部，由此可将Mg偏析度抑制在本发明的范围内。Mg偏析部的深度由于对应于后退行程长度，因此面削量为所述的拉拔方法的后退行程长度。
以上，对于薄板连续铸造方法，以石墨固定铸模式连续铸造法为例进行了说明，但不限于此。只要是能够将铝合金板的Mg偏析度抑制在本发明的范围内的方法，何种方法都可以，例如，可以是双辊式连续铸造法。
双辊式连续铸造法是使用图3所示那样的薄板连续铸造装置100进行的。首先，从保持炉200的供液喷嘴400向旋转的一对水冷铜铸模(双辊500)间注液熔液300，熔液300凝固。刚凝固后，在该双辊500之间进行压下以及急冷，由此得到薄的板厚的铸板600。作为该双辊式连续铸造法，公知有亨特法(Hunter法)、3C法等。在该方法中，可得到比较薄的1～13mm的板厚，因此可省略在现有的DC铸块(厚度200～600mm)中实施的铸造后的热粗轧、热精轧等工序。
<均质化热处理工序>
均质加热处理工序是对按照所述工序制作的铸板6实施规定的均质化热处理的工序。在400℃以上、液相线温度以下，进行必要时间的均质化热处理。在使用连续热处理炉，对基于薄板连续铸造法的铸板6实施均质化热处理的情况下，热处理时间在1秒(1s)以下为标准。通过该均质化热处理，Mg的偏析程度变小，可将Mg偏析度抑制在本发明的范围内。
在均质化热处理中，在铸板6的升温时和冷却时这两者的途中过程中，若升温速度和冷却速度小，则很有可能产生Al‑Mg系金属间化合物(β相)。尤其，产生β相的可能性高的温度域在升温时是铸板中心部的温度为200～400℃的范围，在冷却时是均质化热处理温度～100℃的范围。因此，为了抑制β相的产生，在向均质化热处理温度加热时，优选铸板中心部的温度为200～400℃的范围内的平均升温速度是5℃/s以上。另外，在从均质化热处理温度冷却时，均质化热处理温度～100℃的范围的平均冷却速度优选是5℃/s以上。
<冷轧工序>
冷轧工序是将实施了均质化热处理后的铸板6冷轧处理到产品板的板厚、例如0.1mm以上13mm以下的工序。通过冷轧，铸造组织被加工组织化。因此，在被冷轧的铸板6的板厚厚的情况下，优选在冷轧途中加入中间退火，使最终的冷轧的冷轧率为60％以下。需要说明的是，冷轧的加工组织化的程度还依存于冷轧的冷轧率，因此，由于上述的集合组织控制，还有时残留铸造组织，但在不损害成形性、机械特性的范围内是允许的。
<最终退火工序>
最终退火工序是对按照所述工序制作的冷轧板实施规定的最终退火的工序。在最终退火工序中，在400℃以上、且不到液相线温度(℃)的温度下对冷轧板实施最终退火。通过该最终退火，Mg的偏析程度变小，可将M g偏析度抑制在本发明的范围内，可抑制由此引起的β相的析出、冲压成形性的下降。
在最终退火温度不到400℃时，无法得到熔体化效果的可能性高，进而，没有减小Mg的偏析程度的效果。因此，最终退火温度优选为450℃以上。进而，在该最终退火后，需要在500～300℃的温度范围以10℃/s以上的、尽可能快的平均冷却速度冷却。在最终退火后的平均冷却速度慢而不到10℃/s的情况下，在冷却过程中，Mg的偏析程度反而变大。在该情况下，无法将Mg偏析度抑制在本发明的范围内，存在无法抑制Mg偏析度引起的β相的析出、冲压成形性的下降的可能性。另外，平均冷却速度优选为15℃/s以上。
【实施例】
下面，对本发明的实施例进行说明。
将表1所示的各种化学成分组成的Al‑Mg系合金(实施例A～E、比较例F、G)的熔液，通过所述的石墨固定铸模式连续铸造法以及双辊式连续铸造法，在表2所示的条件下，铸造成表2所示的各板厚。然后，各铸板在表2所示的条件下被选择性地实施面削处理、均质化热处理后，在不进行热轧的情况下，被冷轧到板厚1.0mm或板厚11.0mm。需要说明的是，在冷轧中，未进行中间退火。接着，将所述各冷轧板在表2所示的温度和冷却条件下，用连续退火炉进行最终退火(在退火温度下的保持时间为1秒以下)，制成成形用铝合金板(实施例No.1～5、比较例No.6～20)。在此，通过使用专利文献3中记载的双辊式连续铸造法的制造方法制作成形用铝合金板(比较例No.6)。
另外，石墨固定铸模式连续铸造法的条件是：后退行程长度：3mm、平均铸造速度：300mm/min、铸造温度(注液温度)：液相线温度+140℃。在双辊式连续铸造法中，双辊的周速是70m/min，将熔液向双辊注液时的注液温度是液相线温度+20℃，未进行双辊表面的润滑。
在各合金的液相线温度的算出中，使用热力学计算软件Thermo‑CalcVer.R(Al‑DATA Ver.6)。
对于得到的成形用铝合金板(实施例No.1～5、比较例No.6～22)，各合金板的区域Mg偏析度X以及板厚方向Mg偏析度Y按照下述顺序算出以及评价。其结果如表2所示。
另外，实施例No.1的区域Mg偏析度X的算出结果如图4所示，比较例No.6的区域Mg偏析度X的算出结果如图5所示。而且，实施例1的板厚方向Mg偏析度Y的算出结果如图6所示，比较例No.16的板厚方向Mg偏析度Y的算出结果如图7所示。
(区域Mg偏析度X的算出以及评价)
首先，在成形用铝合金板的表面上，设定一边的长度为100mm的正方形状的区域。接着，在该区域内的板宽方向上，以16.6mm间隔(间隔a)，不含板端在内设定5点，在板长度方向上，以25mm间隔(间隔b)设定5点。由此，设定合计25点的板宽方向测定点Px(No.1～25)(参照图1(a))。然后，测定在各测定点的铝合金板的在表面的Mg浓度，算出在各测定点的Mg浓度的平均值，设为板宽方向平均Mg浓度Co。
接着，在板宽方向测定点Px(No.1～25)的各测定点，在板厚方向上以0.01mm间隔(间隔c)设定多个板厚方向测定点Py(参照图1(b))。然后，测定在各测定点(规定板厚位置(规定深度位置))的铝合金板的Mg浓度，算出在各测定点的Mg浓度的平均值而设成板厚方向平均Mg浓度Ci。
然后，根据板宽方向测定点Px(No.1～25)的在各测定点的板厚方向平均Mg浓度Ci以及板宽方向平均Mg浓度Co，算出由两者之差(Ci‑Co)定义的区域Mg偏析度X(参照图4、图5)。需要说明的是，Mg浓度的测定使用EPMA(日本电子制X线微分析器：JXA‑8800RL)。
在区域Mg偏析度X的评价中，区域Mg偏析度X的最大值在绝对值为0.5质量％以下时评为满足(○)，在超过0.5质量％时评为不满足(×)。另外，区域Mg偏析度X的平均值在绝对值为0.1质量％以下时评为满足(○)，在超过0.1质量％时评为不满足(×)。
(板厚方向Mg偏析度Y的算出以及评价)
从所述板宽方向测定点(No.1～25)之中选择1点(No.13)，将在该测定点测定的在板厚方向(多个板厚方向测定点Py)的Mg浓度作为板厚方向Mg浓度Ct。然后，使用作为在各测定点的Mg浓度的平均值而在前述算出的板厚方向平均Mg浓度Ci，由此，算出由两者之差(Ct‑Ci)定义的板厚方向Mg偏析度Y。需要说明的是，若板厚方向测定点Py为0.01mm或1.0mm，则板厚方向测定点Py位于合金板的表面(参照图6、图7)。
在板厚方向Mg偏析度Y的评价中，板厚方向Mg偏析度Y的最大值在绝对值为4质量％以下时评为满足(○)，在超过4质量％时评为不满足(×)。另外，板厚方向Mg偏析度Y的平均值在绝对值为0.8质量％以下时评为满足(○)，在超过0.8质量％时评为不满足(×)。
(平均结晶粒径)
另外，对于得到的成形用铝合金板(实施例No.1～5、比较例6～22)，按照所述的测定方法，测定各合金板的平均结晶粒径。
实施例No.1～5、比较例No.6～10、12～17、19～22的平均结晶粒径在30～60μm的范围。另外，比较例No.11、18的平均结晶粒径超过100μm。
(冲压成形性的评价)
进而，对于得到的成形用铝合金板(实施例No.1～5、比较例No.6～22)，按照下述顺序评价各合金板的冲压成形性。其结果如表2所示。
使用从合金板采取的试验片进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS(MPa))、总伸长(EL(％))。冲压成形性是以由(TS)×(EL)定义的强度‑延展性平衡值来评价的，当强度‑延展性平衡值为11000以上时评价为合格(○)，在小于11000时评价为不合格(×)。
另外，试验片的采取是遍及合金板的长边方向，从相互间隔隔开为100mm以上的任意的五处进行的。(TS)值以及(EL)值使用5片试验片的测定值的平均值。进而，拉伸试验基于JIS Z2201进行，并且试验片形状以JI S5号试验片进行。试验片被制作成长边方向与合金板的轧制方向一致。需要说明的是，十字头速度为5mm/分，以恒定速度进行直到试验片断裂为止。
【表1】

【表2】

从表1、2的结果可知，满足本发明要件的实施例No.1～5与不满足本发明要件的比较例No.6～22相比，在冲压成形性方面优越。
具体地说，比较例No.6是专利文献3中记载的合金板，但Mg偏析度(区域Mg偏析度)未能被抑制在本发明的范围内，因此冲压成形性差。比较例No.7、14虽然对于Mg偏析度可抑制在本发明的范围内，但Mg含量低于下限值，因此强度‑延展性平衡低，冲压成形性差。比较例No.8、15由于Mg含量超过上限值，因此Mg偏析度大，冲压成形性差。比较例No.9、10、16、17由于未进行均质化热处理，因此Mg偏析度大，冲压成形性差。比较例No.11、18由于铸造时的冷却速度慢，因此Mg偏析度大，冲压成形性差。比较例No.12、19由于最终退火温度低，所以Mg偏析度大，冲压成形性差。比较例13、20由于最终退火时的冷却速度慢，所以Mg偏析度大，冲压成形性差。比较例21虽然进行了将由双辊式连续铸造法制作的铸板的板两面切削1.75mm的面削处理，但Mg偏析度(区域Mg偏析度)未能被抑制在本发明的范围内，所以冲压成形性差。比较例22由于没有对由石墨固定铸模式连续铸造法制作的铸板的板两面进行面削处理，所以Mg偏析度大，冲压成形性差。
以上，对本发明的实施方式以及实施例进行了说明，但本发明不限于上述的实施方式，在权利要求记载的范围内，可以进行各种变更来实施。本申请基于2010年8月25日申请的日本专利申请(特愿2010‑187756)，其内容作为参照引入于此。
符号说明
a、b、c    间隔
L          板长
W          板宽
T          板厚
Px         板宽方向测定点
Py         板厚方向测定点
1     保持炉
1a    铸入口
2     熔液
3     连续铸造铸模
4     石墨固定铸模
4a    铸板出口
5     水冷套
6     铸板
7     辊
10    薄板连续铸造装置
100   薄板连续铸造装置
200   保持炉
300   熔液
400   供液喷嘴
500   双辊
600   铸板