JP2019183264A - 高強度アルミニウム合金、該アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板およびアルミニウム合金部材 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｔ４調質での成形性を低下させずに、特に強度に優れたアルミニウム合金、該アルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板およびアルミニウム合金部材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｚｎ：２．２〜８．０％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを特徴とする高強度アルミニウム合金。【選択図】なし

Description

本発明は、特に強度に優れたアルミニウム合金に関する。

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（以下、アルミニウムをＡｌとも言う）が、高強度で軽量な材料として幅広く使用されている。ただし、これらアルミニウム合金の機械的特性は、近年飛躍的に向上しているとはいうものの、高強度鋼等に比べると未だ十分とはいえない。
近年、地球環境などへの配慮から、自動車車体の軽量化の社会的要求はますます高まってきている。かかる要求に答えるべく、自動車車体のうち、パネル（フード、ドア、ルーフなどのアウタパネル、インナパネル）や、バンパリーンフォース（バンパーＲ／Ｆ）やドアビームなどの補強材などの部分に、それまでの鋼板等の鉄鋼材料に代えて、アルミニウム合金材料を適用することが行われている。

自動車車体の更なる軽量化のためには、自動車部材のうちでも特に軽量化に寄与する、サイドメンバー等のメンバー、フレーム類や、ピラーなどの自動車構造部材にも、アルミニウム合金材の適用を拡大することが必要となる。ただし、これら自動車構造部材には、自動車パネル材に比べ、素材の更なる高強度化を新たな特性として付与することが必要である。

上記自動車構造部材における高強度な補強材としては、ＪＩＳ乃至ＡＡ７０００系アルミニウム合金を熱間押出加工して製造される押出形材が、素材として既に汎用されている。
これに対し、フレーム、ピラーなどの大型の構造部材は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延する、あるいは更に冷間圧延するような、常法によって製造される圧延板を素材とすることが好ましい。ただし、７０００系アルミニウム合金は、圧延板としては、Ｔ４調質における成形性が低く、あまり実用化されていない。

このため、通常の圧延（常法）によって製造される圧延板用の合金としては、７０００系よりも成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金である、ＪＩＳ乃至ＡＡ６０００系アルミニウム合金が注目されている。

この６０００系アルミニウム合金板は、自動車の大型ボディパネル（フード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのアウタパネルやインナパネル)としては既に用いられている。このため、これら自動車の大型ボディパネルに要求される、プレス成形性とＢＨ性（ベークハード性）との兼備や向上のために、成分組成や組織などの冶金的な改善策が、数多く提案されている。

ただし、上記補強材などについては、従来から６０００系アルミニウム合金押出形材が提案され、実用化されている一方で、アルミニウム合金圧延板については、自動車構造部材における提案例があまり存在しない。例えば、アルミニウム合金圧延板の組織として、結晶粒のサイズやアスペクト比を制御し、人工時効熱処理（ベークハード）後の０．２％耐力を２３０ＭＰａ以上とし、圧壊特性を高めた６０００系アルミニウム合金板が、特許文献１で提案されている程度である。

特開２００１−２９４９６５号公報

その理由として、アルミニウム合金板における成形性と強度とはトレードオフの関係にあることが考えられる。すなわち、６０００系アルミニウム合金において、Ｔ４調質での成形性を確保しつつ、自動車構造部材へ適用するに際して必要となる、例えば、ベークハード後の０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上のような高い強度を得ることは非常に困難であった。

このような状況に鑑み、本発明の目的は、Ｔ４調質での成形性を低下させずに、特に強度に優れたアルミニウム合金を提供することである。

本発明者らが上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、アルミニウム合金の化学組成を適切に制御すること、特にＺｎを所定量以上に含有させることにより、Ｔ４調質での成形性を低下させずに、高い強度を得ることができることを見出した。

すなわち、本発明に係るアルミニウム合金は、質量％で、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｚｎ：２．２〜８．０％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを特徴とする。

本発明の好ましい実施形態に係るアルミニウム合金は、質量％で、前記Ｚｎの含有量が、２．８〜８．０％である。
本発明の好ましい実施形態に係るアルミニウム合金は、さらに、質量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．５％およびＣｕ：０．００２〜１．０％のうち少なくとも一種を含有する。
本発明の好ましい実施形態に係るアルミニウム合金は、１７０℃の温度で８〜２４時間の人工時効処理を実施した後に、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上となるベークハード性を有する。

また、本発明に係るアルミニウム合金板は、上記いずれかのアルミニウム合金を用いることを特徴とする。
また、本発明に係るアルミニウム合金部材は、上記のアルミニウム合金、または上記のアルミニウム合金板を用いることを特徴とする。

本発明によれば、Ｔ４調質での成形性を低下させずに、特に強度に優れたアルミニウム合金を提供することができる。

図１は、後述する実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板の光学顕微鏡写真である（図面代用写真）。 図２は、後述する実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である（図面代用写真）。

本発明者らは、Ｔ４調質での成形性を低下させずに、特に強度に優れたアルミニウム合金を提供するため、鋭意検討を行ってきた。その結果、従来の６０００系アルミニウム合金における合金成分（化学組成）としてＺｎを所定量以上に含有させることにより、Ｔ４調質での高い成形性を確保しつつも、強度を大幅に向上させることができることを見出し、本発明を完成するに至った。

以下、本発明の実施形態（本実施形態）に係るアルミニウム合金、アルミニウム合金板およびアルミニウム合金部材について、要件ごとに具体的に説明する。なお、以下に示す説明は、本実施形態の技術思想を具現化するためのアルミニウム合金、アルミニウム合金板およびアルミニウム合金部材を例示するものであって、以下の実施形態に限定されるものではない。
また、本実施形態においては、アルミニウム合金の適用例としてアルミニウム合金板（圧延材）を示しているが、押出材、鋳造材、鍛造材などの塑性加工材についても適用可能である。

＜アルミニウム合金の化学組成＞
まず、本実施形態に係るアルミニウム合金の化学成分組成について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。なお、各元素の含有量の％表示は、すべて質量％の意味である。また、「〜」とは、その下限の値以上、その上限の値以下であることを意味する。

（Ｍｇ：０．３〜２．０％）
従来の６０００系合金においても知られているように、ＭｇはＳｉとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効熱処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、例えば自動車構造部材として必要な強度（耐力）を得るための必須の元素である。
Ｍｇ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。よって、上記Ｍｇの含有量は０．３％以上であり、好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは０．６％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、冷間圧延時にせん断帯が形成されやすくなり、素材板圧延時の割れの原因となる。上記Ｍｇの含有量は２．０％以下であり、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。

（Ｓｉ：０．３〜２．０％）
従来の６０００系合金においても知られているように、ＳｉもＭｇとともに、固溶強化と、焼付け塗装処理などの人工時効処理時に、強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物などの時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、例えば自動車構造部材として必要な強度を得るための必須の元素である。
Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前（人工時効熱処理前）の固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足するため、ＢＨ性が著しく低下し、強度が不足する。上記Ｓｉの含有量は０．３％以上であり、好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、粗大な晶出物および析出物が形成されて、延性が低下し、素材板圧延の際の割れの原因となる。上記Ｓｉの含有量は２．０％以下であり、好ましくは１．６％以下であり、より好ましくは１．４％以下である。

（Ｚｎ：２．２〜８．０％）
従来、６０００系アルミニウム合金の強度を向上させるためには、人工時効処理により強化層であるβ”相あるいはβ’相を高密微細に析出することが重要であると報告されている（例えば、特開２０１７−１７９４６９号を参照）。
ここで、本発明者らは、６０００系アルミニウム合金に対しＺｎを所定量以上含有させることで、強化層であるβ”相を高密微細に析出させることができることを見出した。ここで、後述する実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板における、光学顕微鏡写真（図１を参照）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真（図２を参照）から分かるように、実施例１のようなＺｎを多く含有するアルミニウム合金（Ｚｎ含有量：４．５４質量％）においては、６０００系アルミニウム合金で観察される針状析出物（Ｍｇ_２Ｓｉ）が、より微細になっていることが分かる。

なお、６０００系アルミニウム合金に対し、Ｚｎを所定量以上含有させることで、β”相を高密微細に析出させることができる理由については定かではないが、６０００系アルミニウム合金をベースとしてＺｎを多く含有させることで、溶質原子の固溶度が高くなり、すなわち過飽和度が高くなり、それを駆動力として、強化層であるβ”相の析出が促進され、高密微細な析出状態が得られたと考えられる。

Ｚｎ含有量が少なすぎると、強化層であるβ”相を十分に高密微細に析出させることができないため、強度が低下する。上記Ｚｎの含有量は２．２％以上であり、好ましくは２．４％以上であり、より好ましくは２．８％以上である。
一方、Ｚｎ含有量が多すぎると、本実施形態のアルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板を製造するための前提として、融点が下がることにより、均熱処理および溶体化処理を行うことができない。上記Ｚｎの含有量は８．０％以下であり、好ましくは７．０％以下であり、より好ましくは６．０％以下である。

なお、例えば、特開２０１７−４８４５１号における、Ｚｎ：０．４４〜０．６０ｍａｓｓ％を含有するアルミニウム合金板や、特許第４０６０９５２号における、Ｚｎ：０．０５％以上０．３％未満を含有するアルミニウム合金板のように、少量のＺｎが添加されたアルミニウム合金は存在している。しかし、本実施形態に係るアルミニウム合金は、上述の通り、２．２％以上の多量のＺｎを含有させることが重要である。これにより、本発明者らが見出したように、強化層であるβ”相を高密微細に析出させるという特有の作用が奏し、成形性を低下させずに、高い強度を得ることが可能となる。

（ＭｎおよびＣｕのうち少なくとも一種）
これらの元素は、共通して板を高強度化させる効果があるので、同効元素と見なせるが、その具体的な機構としては、共通する部分がある一方で異なる部分もある。
Ｍｎは、鋳塊および最終板製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与する。また、これらの元素は分散粒子として存在して、結晶粒微細化に寄与して、成形性も向上させる。Ｍｎの含有量が少なすぎると、結晶粒微細化による、強度や成形性の向上効果が不足する。一方、Ｍｎの含有量が多すぎると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させる。
Ｃｕは固溶強化により強度を向上させ、例えば自動車構造部材として必要な耐力を得ることができる。Ｃｕの含有量が少なすぎると、その効果が小さく、多すぎても．その効果は飽和し、却って耐食性などを劣化させる。
したがって、これらの元素は必須ではないが、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００２〜１．０％の含有量の範囲で、少なくとも一種を含有させることができる。Ｍｎの好ましい含有量の下限は０．０３％である。Ｍｎのさらに好ましい含有量は０．０５％以上である。Ｍｎの好ましい含有量の上限は、０．４％である。Ｍｎのさらに好ましい含有量は０．３％以下である。Ｃｕの好ましい含有量の下限は０．０１％である。Ｃｕのさらに好ましい含有量は０．０５％以上である。Ｃｕの好ましい含有量の上限は、０．５％である。Ｃｕのさらに好ましい含有量は０．２％以下である。

（その他の元素）
これら記載した以外の、Ｔｉ、Ｂ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒなどのその他の元素は不純物である。Ｔｉは、Ｂとともに、粗大な化合物を形成して機械的特性を劣化させる。ただ、微量の含有によって、アルミニウム合金鋳塊の結晶粒を微細化する効果もあるので、６０００系合金としてＪＩＳ規格などで規定する範囲での各々の含有を許容する。この許容量の例として、Ｔｉは０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。また、Ｂは０．０３％以下とする。

また、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒなどのその他の元素も、鋳塊の溶解原料として、純アルミニウム地金以外に、アルミニウム合金スクラップの使用による、これら不純物元素の混入なども想定（許容）して、６０００系合金のＪＩＳ規格で規定する範囲での各々の含有を許容する。この許容量の例として、Ｆｅは０．５％以下、Ｃｒは０．３％以下、Ｖは０．２％以下、Ｚｒは０．２以下とする。

本発明にかかるアルミニウム合金は展伸材（圧延材、押出材、鋳造材、鍛造材）に適用可能であり、より高い強度を得るためには、それら展伸材の組織において、結晶粒の大きさはより小さいことが好ましい。具体的には、結晶粒径は１００μｍ以下が好ましい。さらには、７０μｍ以下がより好ましい。また、結晶粒の偏長重度合い示すアスペクト比については、一定の値以上であることが好ましい。具体的には、アスペクト比は０．３５以上が好ましい。なお、結晶粒径およびアスペクト比は、成分、例えばＺｎ、Ｍｎ、Ｃｕの添加量、または加工条件（例えば、板の場合は熱間圧延および冷間圧延の圧延率）および焼鈍条件によって調整することが可能である。
＜アルミニウム合金板＞
本実施形態で言うアルミニウム合金板（成形素材板）とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、この圧延板に溶体化処理および焼入れ処理などの調質（Ｔ４）が施された板であって、使用される自動車構造部材に成形される前で、塗装焼付硬化処理などの人工時効処理（人工時効硬化処理）される前の、素材アルミニウム合金板を言う。

（アルミニウム合金板の板厚）
本実施形態のアルミニウム合金板の板厚の下限については特に限定されないが、自動車構造部材へ適用することを想定した場合における、必要な強度や剛性を有するためには、板厚は、例えば１．５ｍｍ以上である。また、板厚の上限についても特に限定されないが、プレス成形などの成形加工の限界や、比較材としての鋼板からの軽量化効果を損ねない重量増加の範囲を考慮すると、例えば４．０ｍｍ以下である。この板厚の範囲から熱延板とするか、冷延板とするかが適宜選択される。

（アルミニウム合金板の製造方法）
本実施形態のアルミニウム合金板は、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延された冷延板であって、更に溶体化処理などの調質が施される、常法によって製造される。すなわち、鋳造、均質化熱処理、熱間圧延の通常の各製造工程を経て製造され、板厚が２〜１０ｍｍ程度であるアルミニウム合金熱延板とされる。次いで、冷間圧延されて板厚が４ｍｍ以下の冷延板とされる。以下、各工程について更に詳細に説明する。

［溶解、鋳造］
まず、溶解、鋳造工程では、上記成分組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。

［均質化熱処理］
次いで、鋳造されたアルミニウム合金鋳塊に、熱間圧延に先立って、均質化熱処理を施す。この均質化熱処理（均熱処理）は、組織の均質化、すなわち、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすことの他に、ＭｇやＳｉを十分に固溶させるために重要である。この目的を達成する条件であれば、通常の１回だけの均熱でも良く、２回均熱あるいは２段均熱としても良い。１回の均熱では、熱延開始温度まで冷却するか、あるいは熱延開始温度か、その近傍で保持して、熱延を開始する。

１回のみの均熱、あるいは２回均熱における１回目、あるいは２段均熱における１段目の均熱条件は、５００℃以上、融点未満の温度範囲で、２時間以上の保持時間の範囲から適宜選択される。

［熱間圧延］
均質化熱処理を行った鋳塊を熱間圧延して、２〜１０ｍｍ程度の板厚の熱延板とする。熱間圧延は、圧延する板厚に応じて、鋳塊（スラブ)の粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とから構成される。これら粗圧延工程や仕上げ圧延工程では、リバース式あるいはタンデム式などの圧延機が適宜用いられる。

熱延開始温度としての熱間粗圧延の開始温度は、１回均熱工程では３５０℃以上、固相線温度以下、２回均熱工程では３５０℃以上、４００℃以下とすることが好ましい。熱間粗圧延の開始温度が３５０℃未満では、いずれの均熱工程材でも熱延が困難となり、逆に４００℃を超えた場合、２回均熱工程材では遷移元素系分散粒子が粗大に析出して、板の特性を低下させる可能性がある。

このような熱間粗圧延後に、好ましくは、終了温度を２５０〜３５０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行う。この熱間仕上圧延の終了温度が２５０℃未満と低すぎる場合には、圧延荷重が高くなって生産性が低下する。一方、加工組織を多く残さず再結晶組織とするために、熱間仕上圧延の終了温度を高くした場合、この温度が３５０℃を超えると、遷移元素系分散粒子が粗大に析出する可能性が高くなる。
この熱延板の冷間圧延前の焼鈍（荒鈍）は必要ではないが、実施しても良い。

［冷間圧延］
冷間圧延では、上記熱延板を圧延して、所望の最終板厚の冷延板(コイルも含む)に製作する。ただし、結晶粒をより微細化させるためには、冷間圧延率は３０％以上であることが望ましく、また上記荒鈍と同様の目的で、冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。

［溶体化および焼入れ処理］
冷間圧延後、溶体化処理と、これに続く、室温までの焼入れ処理を行う。この溶体化焼入れ処理については、通常の連続熱処理ラインを用いてよい。ただ、Ｍｇ、Ｓｉなどの各元素の十分な固溶量を得るためには、４８０℃以上、溶融温度以下の温度で溶体化処理した後、室温までの平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。

４８０℃より低い温度では、溶体化処理前に生成していたＭｇ−Ｓｉ系などの化合物の再固溶が不十分になって、固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下する。
また、平均冷却速度が１０℃／秒未満の場合、冷却中に主にＭｇ−Ｓｉ系の析出物が生成して固溶Ｍｇ量と固溶Ｓｉ量が低下し、やはりＳｉやＭｇの固溶量が確保できない可能性が高くなる。この冷却速度を確保するために、焼入れ処理は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段や条件を各々選択して用いる。

［予備時効処理：再加熱処理］
このような溶体化処理後に焼入れ処理して室温まで冷却した後、１時間以内に冷延板を予備時効処理（再加熱処理）することが好ましい。室温までの焼入れ処理終了後、予備時効処理開始（加熱開始）までの室温保持時間が長すぎると、室温時効により、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタが生成してしまい、ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させことができにくくなる。したがって、この室温保持時間は短いほど良く、溶体化および焼入れ処理と再加熱処理とが、時間差が殆ど無いように連続していても良く、下限の時間は特に設定しない。

この予備時効処理は、６０〜１２０℃での保持時間を５時間以上、４０時間以下保持することが好ましい。これによって、ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタが形成される。

予備時効温度が６０℃未満か、または保持時間が１０時間未満であると、この予備時効処理をしない場合と同様となって、ＳｉリッチのＭｇ−Ｓｉクラスタを抑制し、前記ＭｇとＳｉのバランスが良いＭｇ−Ｓｉクラスタを増加させにくくなり、焼付塗装後の耐力が低くなりやすい。
一方、予備時効条件が１２０℃を超える、または、４０時間を超えては、析出核の生成量が多すぎてしまい、焼付け塗装前の成形時の強度が高くなりすぎ、成形性が劣化しやすい。

以上の工程によって、素材板（アルミニウム合金板）あるいはこの素材板を成形したアルミニウム合金部材を、例えば１７０℃の温度で８〜２４時間の人工時効処理を実施した際の０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上とすることができる。

そして、本実施形態のアルミニウム合金板は、素材として、バーリング加工、穴拡げ加工などを含む、プレス成形や加工が施された上で、例えば、自動車、自転車、鉄道車両などの構造部材や自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフなどのアウタパネル材（外装材）とされる。また、成形性の確保の点で、これら構造部材に成形や加工された後で、別途、必要に応じて、人工時効熱処理されて高強度化される。

［人工時効熱処理］
この人工時効熱処理（人工時効硬化処理、またはベークハード処理）は、素材である板の段階で行っても良く、通常のように、素材板を構造部材に成形した後で、塗装後の焼き付硬化処理などを兼ねて行っても良い。
一般的な人工時効条件（Ｔ６、Ｔ７）で良く、温度や時間の条件は、所望の強度や素材の６０００系アルミニウム合金板の強度、あるいは室温時効の進行程度などから自由に決定される。例示すると、１段の人工時効熱処理であれば、好ましくは、加熱温度：１５０〜２２５℃×保持時間：２０分〜７２時間の範囲での時効処理を行う。

＜アルミニウム合金部材＞
本実施形態で言うアルミニウム合金部材には、自動車などの輸送機のパネル材（アウタパネル、インナパネルなど）や、自動車などの輸送機に用いられる、サイドメンバー等のメンバー、フレーム類、ピラーなどの構造部材、あるいはバンパリィンホース、ドアビームなどのエネルギ吸収部材等、上記アルミニウム合金板を用いたアルミニウム合金部材が広く含まれる。
ただし、Ｔ４調質での成形性を低下させずに、特に強度に優れる本実施形態アルミニウム合金の性能を十分に発揮するためにも、パネル材などに比べ、素材の更なる高強度化が要求される構造部材への適用が望ましい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記表１に示す各成分組成のアルミニウム合金鋳塊を準備し、アルミニウム合金板を製造した。また、得られたアルミニウム合金板に対して、結晶粒組織の観察を行い、平均結晶粒径およびアスペクト比を算出し、更に、人工時効処理後（各条件は、表１を参照）の引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および破断伸び（％）を測定することにより、アルミニウム合金板の強度および成形性を評価した。これらの結果についても表１に示す。
なお、表１中の「アルミニウム合金板の化学成分」の欄における「‐」は、Ｃｕに関しては含有量が０．００２％未満であったことを示し、Ｚｎに関しては０．０１％以下であったことを示し、表１中の「結晶粒組織」の欄における「‐」は、未測定のものを示している。

＜アルミニウム合金板の作製＞
まず、製造条件について説明する。各例とも、アルミニウム合金板の具体的な製造条件を、以下の通りで共通させた。すなわち、表１に示す各化学組成のアルミニウム合金鋳塊を、金型鋳造法により溶製した。続いて、鋳塊を、昇温速度４０℃／ｈｒ、均熱温度５４０℃×４時間保持にて均熱処理をした。
その後、直ちに熱間粗圧延を行い、厚さ５．０ｍｍの熱間圧延板とした。
この熱間圧延板を、熱延後の荒焼鈍や、冷延パス途中の中間焼鈍無しで、加工率６０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍの冷間圧延板とした。

更に、この各冷間圧延板を、熱処理設備で調質処理（Ｔ４）した。具体的には、溶体化処理を大気炉にて５５０℃×１５分間行い、溶体化処理後は平均冷却速度を２０℃／秒以上とした水冷を行うことで室温まで冷却して、焼入れ処理を行った。
この焼入れ処理が終了後、室温で７日間保持し、Ｔ４材（素材板）の試験片を得た。これらＴ４材をＪＩＳ１３Ｂ引張試験片に加工し、表１に示す種々の条件（到達温度、保持時間）で人工時効処理を行った材料を試験片とした。

＜結晶粒組織の観察＞
実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板の結晶粒組織を、光学顕微鏡を用いて観察を行った。なお、観察に供する試料は溶体化処理後の板として、観察面が板圧延方向に平行な縦断面となるように樹脂埋めを行い、機械研磨により鏡面まで仕上げた。その後、２％ＨＢＦ_４水溶液を用いて電解エッチングを行った。得られた各試料に対し、光学顕微鏡（オリンパス株式会社製、商品名：ＰＭＧ３）を用い、観察倍率を１００倍として、板厚中央部における結晶粒組織の観察を行った。図１に、各試験片（アルミニウム合金板）の光学顕微鏡写真を示す。
また、得られた光学顕微鏡写真より、切片法を用いて平均結晶粒径（μｍ）を算出した。具体的には、光学顕微鏡写真の縦方向(板厚方向)および横方向(圧延方向)に、切片長さをＮ１０ずつ測定し、それぞれの平均切片長さを算出した。そして、測定結果における、縦方向および横方向の全平均を平均結晶粒径（μｍ）とし、横方向に対する縦方向の平均切片長さの比（すなわち、縦方向の平均切片長さ／横方向の平均切片長さ）をアスペクト比とした。

＜析出物組織の観察＞
実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板の板中央部における析出物組織を、２０万倍の倍率の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により、電子線入射方位が（００１）方向となるように傾斜させて観察した。なお、観察に供する試料は溶体化処理後の板として、この板の表面に平行な断面組織から採取した試料とした。試料は、アルミニウム合金板の表面に平行な断面として、アルミニウム合金板の任意の部位を、板表面が研磨面となるように切断して採取した。そして、観察部が板厚中央部となるように機械研磨および電解研磨して、ＴＥＭ用の薄膜試料を作製した上で、２０万倍の倍率のＴＥＭによって析出組織を撮影した。図２に、各試験片（アルミニウム合金板）のＴＥＭ写真を示す。

上記した通り、実施例１および比較例７〜９の各アルミニウム合金板における、光学顕微鏡写真（図１）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真（図２）から分かるように、実施例１のようなＺｎを多く含有するアルミニウム合金（Ｚｎ含有量：４．５４質量％）においては、６０００系アルミニウム合金で観察される針状析出物（Ｍｇ_２Ｓｉ）が、より微細になっていることが分かる。

＜強度の評価：引張強さおよび０．２％耐力の測定＞
引張試験は、上記Ｔ４材のＪＩＳ１３Ｂ試験片と、その試験片を人工時効熱処理した時効材のＪＩＳ１３Ｂ試験片に対し、ひずみの付与無しで引張試験を行い、Ｔ４材（人工時効処理前）および時効材（人工時効処理後）における、引張強さおよび０．２％耐力（ＭＰａ）を各々測定した。
試験方法については、ＪＩＳ２２４１（１９８０）に基づき、１３号Ｂ試験片（２０ｍｍ×２００ｍｍ×板厚（２．０ｍｍ））を採取し、室温（２０℃）で試験を行った。このとき、試験片の引張り方向を圧延方向の直角方向とした。また、引張り速度は、０．２％耐力までは５ｍｍ／分、０．２％耐力以降は２０ｍｍ／分とした。
そして、本実施例では、アルミニウム合金構造部材用として、時効材の試験片（すなわち、人工時効処理後）における０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上を合格とした（表１における「時効特性」の「０．２％耐力」を参照）。

＜成形性の評価：破断伸びの測定＞
上記各供試板（Ｔ４材および時効材）からＪＩＳ１３Ｂの引張試験片（１２．５ｍｍ×５０ｍｍＧＬ×２．０ｍｍ）を各々採取し、下記条件で室温にて引張試験を行った。引張試験は、引張試験機を用いて速度５ｍｍ／分、０．２％耐力以降は２０ｍｍ／分の速さで試験片を引っ張り、試験片が切断(破断)したときの伸びを測定した。
試験片の引張方向は圧延方向に対して直角方向とし、以下の式によって算出した値を破断伸びとした。なお、下記式において、Ｌｏは引張試験前の標点間距離(ＧＬ)であり、Ｌは破断時の標点間距離である。
破断伸び（％）＝１００×（Ｌ−Ｌｏ）／Ｌｏ
なお、本実施例では、Ｔ４材の試験片（すなわち、人工時効処理前）における破断伸びが２０％以上であれば、十分な成形性を有するものであると判断し、合格とした（表１における、「Ｔ４機械的特性」の「破断伸び」を参照）。

表１の結果に示すように、実施例１〜４は、アルミニウム合金の化学組成が本発明の範囲内である。このため、Ｔ４調質での破断伸びが２０％以上、かつ、Ｔ６調質での０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、を満足するものであり、強度および成形性に優れるものであった。
これに対し、比較例１〜９では、Ｚｎ含有量が本発明で規定する２．２％未満であったため、Ｔ６調質での０．２％耐力が３５０ＭＰａ未満となり、十分な強度を得ることができなかった。
さらに、比較例１０では、Ｚｎの含有量が本発明で規定する２．２〜８．０％を満足するものの、ＭｇおよびＳｉの含有量が本発明で規定する下限値以下であったため、Ｔ６調質での０．２％耐力が３５０ＭＰａ未満となり、十分な強度を得ることができなかった。

＜人工時効処理の条件を変化させた場合の評価＞
実施例１で用いたアルミニウム合金板の化学組成を有するＴ４材のＪＩＳ１３Ｂ試験片をベースとし、この試験片に対して、表２に示すように、人工時効処理の条件を変化させた各時効材を準備した。続いて、準備した各時効材について、上記と同様、引張強さ、０．２％耐力および破断伸びを測定した。
また同様に、比較例７で用いたアルミニウム合金板の化学組成を有するＴ４材のＪＩＳ１３Ｂ試験片をベースとし、この試験片に対して、表２に示すように、人工時効処理の条件を変化させた各時効材を準備した。続いて、準備した各時効材について、上記と同様、引張強さ、０．２％耐力および破断伸びを測定した。
なお、表２中の「‐」は、化学組成が検出限界以下であったことを示す。

表２の結果に示すように、アルミニウム合金の化学組成が本発明の範囲内である場合（表２中の実施例）には、人工時効処理における保持時間が８〜２４ｈｒの広範囲で、Ｔ６調質での０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上の高い強度を有することが分かった。
一方、表２において、人工時効処理の保持時間がそれぞれ同一である実施例および比較例との比較により、人工時効処理時間が８ｈｒ未満および２４ｈｒ超においても、Ｚｎを添加することによる強度向上効果が得られることが確認された。
すなわち、Ｔ６調質での０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上の高い強度を得るには、特定の人工時効処理時間に限られるものの、それ以外の時間においても、６０００系アルミニウム合金における合金成分としてＺｎを所定量以上に含有させることにより、強度を大幅に向上させることができている。
以上より、本発明に係るアルミニウム合金は、通常想定される人工時効処理の条件の範囲内で、非常に高い強度を確保することが可能であることが実験的に示された。

本発明によれば、通常の圧延によって製造される６０００系アルミニウム合金に、Ｔ４調質での成形性を低下させることなく、構造部材用途において特に要求される特性である高い強度を確保することができる。このため、自動車構造部材などの構造部材をはじめとするアルミニウム合金部材全般にわたって、６０００系アルミニウム合金板の適用を拡大することができる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｚｎ：２．２〜８．０％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金。
2. 質量％で、前記Ｚｎの含有量が、２．８〜８．０％であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金。
3. さらに、質量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．５％およびＣｕ：０．００２〜１．０％のうち少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
4. １７０℃の温度で８〜２４時間の人工時効処理を実施した後に、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上となるベークハード性を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金を用いたアルミニウム合金板。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金、または請求項５に記載のアルミニウム合金板を用いたアルミニウム合金部材。