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WO2014142199A1 - 構造材用アルミニウム合金板 - Google Patents

構造材用アルミニウム合金板 Download PDF

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Publication number
WO2014142199A1
WO2014142199A1 PCT/JP2014/056567 JP2014056567W WO2014142199A1 WO 2014142199 A1 WO2014142199 A1 WO 2014142199A1 JP 2014056567 W JP2014056567 W JP 2014056567W WO 2014142199 A1 WO2014142199 A1 WO 2014142199A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
alloy plate
content
strength
treatment
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2014/056567
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
松本　克史
有賀　康博
久郎 宍戸
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to US14/767,096 priority Critical patent/US20150376742A1/en
Priority to CN201480011852.9A priority patent/CN105143484A/zh
Publication of WO2014142199A1 publication Critical patent/WO2014142199A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength aluminum alloy plate for a structural material that has improved workability and excellent corrosion resistance.
  • the aluminum alloy plate of the present invention is a rolled plate, which is a plate obtained by subjecting a plate produced by rolling to aging at room temperature for 2 weeks or more after solution treatment and quenching treatment, before forming into a structural material and artificial This refers to the plate before age hardening.
  • the composition and tempering (solution treatment and quenching) of the JIS to AA6000 series aluminum alloy plates which are used in the above-mentioned automobile panels, are excellent in formability, strength, corrosion resistance, low alloy composition and recyclability. Control of the treatment, and further, the artificial age hardening treatment, is far from achieving the high strength.
  • the 7000 series aluminum alloy which is an Al—Zn—Mg series aluminum alloy
  • SCC stress corrosion cracking
  • composition control for example, in Patent Document 1, Mg added in excess of Zn and Mg content (stoichiometry ratio of MgZn 2 ) of a 7000 series aluminum alloy extruded material that forms MgZn 2 without excess or deficiency. but by utilizing the fact that contributes to high strength by adding Mg to excess over stoichiometric ratio of MgZn 2, to suppress the MgZn 2 amount, without reducing the SCC resistance, and high strength Yes.
  • Patent Document 2 As a typical example of the structure control of precipitates and the like, for example, in Patent Document 2, a 7000 series aluminum alloy extruded material after artificial age-hardening treatment is used for a precipitate having a particle diameter of 1 to 15 nm in crystal grains. As a result of observation by (TEM), it is made to exist at a density of 1000 to 10000 / ⁇ m 2 to reduce the potential difference between the grains and the grain boundaries, thereby improving the SCC resistance.
  • TEM TEM
  • composition control to improve both the strength and SCC resistance of a 7000 series aluminum alloy extruded material and examples of structure control such as precipitates are many practical applications in extruded materials. There are many in proportion to On the other hand, there are very few examples of conventional structure control such as composition control and precipitates in a 7000 series aluminum alloy plate according to the small practical use of the plate.
  • Patent Document 3 in a structural material made of a clad plate in which 7000 series aluminum alloy plates are welded together, the diameter of an aging precipitate after artificial age hardening treatment is 50 mm (angstrom) or less in order to improve strength. It has been proposed that a certain amount exists as a spherical shape. However, there is no disclosure about the SCC resistance performance, and there is no corrosion resistance data in the examples.
  • Patent Document 4 the molten metal is cold-rolled after rapid solidification, and the crystal precipitates in the crystal grains of the 7000 series aluminum alloy plate after artificial age hardening treatment are measured by a 400 times optical microscope.
  • Strength equivalent to equivalent circle diameter with equivalent area
  • average area fraction is set to 4.5% or less, and strength and elongation are improved.
  • Patent Documents 5 and 6 in order to increase the strength and SCC resistance of a 7000 series plate for a structural material, the ingot is forged and rolled repeatedly in a warm working region after being forged. Is fine. This is because, by making the structure finer, a large tilt grain boundary having an orientation difference of 20 ° or more, which causes a potential difference between the grain boundary and the grain boundary, which causes a decrease in SCC resistance, is suppressed. This is to obtain a texture having a small angle grain boundary of 25 ° or more.
  • such warm rolling is repeated because the conventional hot rolling and cold rolling methods cannot obtain a texture in which such a low-angle grain boundary is 25% or more. ing. Therefore, since the process is greatly different from the conventional method, it is difficult to say that it is a practical method for producing a plate.
  • the extruded material is completely different from the rolled plate in its manufacturing process such as a hot working process, and the resulting structure of crystal grains and precipitates is, for example, a fibrous form in which the crystal grains are elongated in the extrusion direction.
  • the crystal grains are basically different from a rolled plate having equiaxed grains.
  • the object of the present invention is to provide a 7000 series aluminum for structural members such as automobile members, which has both strength and formability and is excellent in corrosion resistance as a rolled plate produced by the conventional method. It is to provide an alloy plate.
  • the gist of the aluminum alloy sheet for structural material of the present invention is, in mass%, Zn: 3.0 to 6.0%, Mg: 1.5 to 4.5%, Cu: 0.00.
  • the Zn content [Zn] and the Mg content [Mg] satisfy the relationship [Zn] ⁇ ⁇ 0.3 [Mg] +4.5, and the balance Is the maximum endothermic peak temperature in the differential scanning calorimetry curve when Al—Zn—Mg-based aluminum alloy plate having a composition consisting of Al and inevitable impurities is subjected to solution aging and quenching at room temperature.
  • the maximum exothermic peak height in the temperature range of 200 to 300 ° C. is 50 ⁇ W / mg or more, and the work hardening index n value (10 to 20%) is 0.22 or more. To do.
  • the aluminum alloy plate referred to in the present invention is a plate produced by rolling, and the ingot is hot-rolled after soaking, further cold-rolled into a cold-rolled plate, and further subjected to solution treatment and quenching treatment, etc.
  • the aluminum alloy plate referred to in the present invention defines a room temperature aged structure of the 7000 series aluminum alloy plate produced as described above, and is processed into a structural material for use as a material aluminum alloy plate. It is. For this reason, it refers to a plate after the plate manufactured as described above is aged at room temperature (room temperature standing), and before being formed into a structural material as an application and before artificial age hardening treatment.
  • the present invention analyzed the room temperature aged structure of a 7000 series aluminum alloy plate having a composition in which the Mg content was increased in order to ensure strength while suppressing the Zn content in order to improve corrosion resistance, using a differential scanning calorimetry curve. .
  • the composition and action of the cluster formed by aging at room temperature are different in the 7000 series aluminum alloy plate having such a composition as compared with the 7000 series aluminum alloy sheet having a high Zn content.
  • the clusters (atomic aggregates) generated by aging at room temperature are not only the artificial age-hardening properties (BH properties) after forming into the structural material that is used. They have also found that it contributes to the ductility (work hardening characteristics) required during the forming of structural materials. Therefore, by controlling these clusters, it is possible to improve not only the corrosion resistance but also the balance between strength and ductility (formability), and as a rolled plate manufactured by a conventional method, it has both strength and formability.
  • a structural 7000 series aluminum alloy plate excellent in corrosion resistance such as SCC resistance can be provided.
  • composition, size, or density of such clusters cannot be directly identified using ordinary observation means such as SEM or TEM at the present time. Difficult to define quantitatively.
  • the room temperature aged structure of the manufactured 7000 series aluminum alloy plate is controlled by indirectly defining the clusters by analysis using a differential scanning calorimetry curve. More specifically, in the analysis based on the differential scanning calorimetry curve, the work hardening characteristics as ductility are improved as the temperature of the endothermic peak corresponding to the re-solution of clusters formed by room temperature aging is lowered. On the other hand, the higher the maximum height of the exothermic peak in the temperature range of 200 to 300 ° C. corresponding to the precipitate after the artificial age hardening treatment, the greater the amount of artificial age precipitate and the higher the strength.
  • the measurement of the differential scanning calorimetry curve is not the state of the plate that has not been aged at room temperature immediately after the tempering treatment, but as a guide for two weeks or more. This is performed on the plate after aging at room temperature (room temperature standing), before forming into a structural material and before artificial age hardening.
  • Aluminum alloy composition First, the chemical component composition of the aluminum alloy sheet of the present invention will be described below, including reasons for limiting each element. In addition,% display of content of each element means the mass% altogether.
  • the chemical composition of the aluminum alloy sheet of the present invention combines strength and formability, which are required characteristics for structural materials such as automobile members intended in the present invention, as a rolled sheet produced by a conventional method. It is a prerequisite for satisfying corrosion resistance.
  • the Al-Zn-Mg-Cu-based 7000 series aluminum alloy composition in the present invention is a composition in which the Mg content is increased in order to secure strength while suppressing the Zn content in order to improve the corrosion resistance. .
  • the chemical composition of the aluminum alloy sheet of the present invention is, in mass%, Zn: 3.0 to 6.0%, Mg: 1.5 to 4.5%, Cu: 0.05 to 0.5. %, And the Zn content [Zn] and the Mg content [Mg] satisfy a relationship of [Zn] ⁇ ⁇ 0.3 [Mg] +4.5, the balance being Al and inevitable It shall consist of impurities.
  • Zr 0.05 to 0.3%
  • Mn 0.1 to 1.5%
  • Cr 0.05 to 0.3%
  • Sc 0.05
  • One type or two or more types of up to 0.3% may be selectively included.
  • Ag 0.01 to 0.2% may be selectively contained.
  • Zn 3.0-6.0% Zn, which is an essential alloying element, together with Mg, forms clusters during aging of the manufactured tempered plate to improve work hardening characteristics and improve the workability of the structural material.
  • an aging precipitate is formed to improve the strength during the artificial aging treatment after the forming process to the structural material. If the Zn content is less than 3.0%, the strength after the artificial aging treatment is insufficient. However, if the Zn content increases and exceeds 6.0%, the grain boundary precipitate MgZn 2 increases and intergranular corrosion tends to occur, and the corrosion resistance deteriorates. Therefore, in the present invention, the Zn content is suppressed to be relatively small. For this reason, the minimum of Zn content is 3.0%, Preferably it is 3.5%. Moreover, the upper limit of Zn content is 6.0%, Preferably it is 4.5%.
  • Mg 1.5-4.5% Mg, which is an indispensable alloy element, together with Zn forms clusters during room temperature aging of the manufactured tempered plate to improve work hardening characteristics.
  • an aging precipitate is formed during the artificial aging treatment after the forming process to the structural material, thereby improving the strength.
  • the Mg content is made relatively large. If the Mg content is less than 1.5% by mass, the strength is insufficient and the work hardening characteristics are deteriorated. However, if it exceeds 4.5 mass%, the rollability of the plate is lowered, and the SCC sensitivity is enhanced. Therefore, the lower limit of the Mg content is 1.5%, preferably 2.5%. Moreover, the upper limit of Mg content is 4.5%.
  • Balance formula of Zn and Mg In the present invention, in order to ensure high strength due to the inclusion of Zn and Mg, not only the content of Zn and Mg but also the Zn content [Zn] (mass%) and the Mg content [ It is important to control the balance with [Mg] (mass%). For this reason, as a control of this balance, [Zn] and [Mg] have a balance formula of [Zn] ⁇ ⁇ 0.3 [Mg] +4.5, preferably [Zn] ⁇ ⁇ 0.5 [Mg]. The balance equation of +5.75 is satisfied.
  • the 0.2% proof stress of the structural material after the artificial age hardening treatment can be set to 350 MPa or more by a preferable manufacturing method described later. It becomes. Further, by satisfying [Zn] ⁇ ⁇ 0.5 [Mg] +5.75, the 0.2% proof stress of the structural material after artificial age hardening treatment is set to 400 MPa or more by a preferable manufacturing method described later. It becomes possible.
  • Cu 0.05 to 0.5%
  • Cu has the effect of suppressing the SCC sensitivity of the Al—Zn—Mg alloy and improving the SCC resistance. It also improves general corrosion resistance.
  • the Cu content is less than 0.05%, the effect of improving SCC resistance and general corrosion resistance is small.
  • the lower limit of the Cu content is 0.05%.
  • the upper limit of the Cu content is 0.5%, preferably 0.4%.
  • Zr 0.05 to 0.3%
  • Mn 0.1 to 1.5%
  • Cr 0.05 to 0.3%
  • Sc 0.05 to 0.3% Since the transition elements of Zr, Mn, Cr, and Sc contribute to improvement in strength by refining the crystal grains of the ingot and the final product, they are selectively contained when necessary. When any one or two or more of these are contained, if the content of Zr, Mn, Cr, or Sc is less than the lower limit, the content is insufficient and the strength is lowered. On the other hand, when the contents of Zr, Mn, Cr, and Sc exceed the respective upper limits, the elongation decreases because coarse crystals are formed.
  • the contents are as follows: Zr: 0.05 to 0.3%, Mn: 0.1 to 1.5%, Cr: 0.05 to 0.3%, Sc: 0.05 -0.3%, preferably Zr: 0.08-0.2%, Mn: 0.2-1.0%, Cr: 0.1-0.2%, Sc: 0.1- Each range is 0.2%.
  • Ag 0.01-0.2% Ag has an effect of closely and finely precipitating aging precipitates that contribute to strength improvement by artificial aging treatment after forming processing into a structural material, and has the effect of promoting high strength. Therefore, Ag is selectively contained as necessary. . If the Ag content is less than 0.01%, the effect of improving the strength is small. On the other hand, even if the Ag content exceeds 0.2%, the effect is saturated and expensive. Therefore, the Ag content is in the range of 0.01 to 0.2%.
  • Other elements are basically inevitable impurities. As a melting raw material, in addition to pure aluminum ingots, the inclusion of these impurity elements due to the use of aluminum alloy scrap is assumed (allowed), and each content within the range specified by the JIS standard of 7000 series alloys is allowed. .
  • Ti and B are impurities as a rolled plate, but also have the effect of refining the crystal grains of the ingot, so the upper limit of Ti is 0.2%, preferably 0.1%, and the upper limit of B is 0.05% or less, preferably 0.03%.
  • Fe and Si are allowed to be contained without affecting the characteristics of the aluminum alloy rolled sheet according to the present invention as long as Fe: 0.5% or less and Si: 0.5% or less.
  • the 7000 series aluminum alloy sheet structure of the present invention has the maximum endothermic peak temperature in the differential scanning calorimetry curve after room temperature aging for 2 weeks or more after solution treatment and quenching of the sheet. Is 130 ° C. or less, and the maximum exothermic peak height in the temperature range of 200 to 300 ° C. is 50 ⁇ W / mg or more.
  • the maximum endothermic peak temperature corresponds to the re-solution of clusters formed during aging of this plate at room temperature.
  • the lower the maximum endothermic peak temperature the lower the thermal stability of the cluster (which tends to decompose), and the easier it is to decompose by cutting dislocations during plastic deformation besides heat. Therefore, the lower the cluster stability is, the less likely it is to cause dislocation movement failure or strain concentration during plastic deformation, such as forming a plate into a structural material.
  • the maximum endothermic peak temperature is 130 ° C. or less.
  • the higher the stability of the cluster the higher the maximum endothermic peak temperature is higher than 130 ° C., the work hardening property is lowered, and the work hardening index n value (10 to 20%) is reduced to 0. Cannot be over 22.
  • the higher the stability of this cluster the more difficult it is to move dislocations during plastic deformation, such as forming a plate into a structural material. Since the movement of dislocations is concentrated, strain concentration is likely to occur and work hardening characteristics are deteriorated.
  • the maximum height of the exothermic peak in the temperature range of 200 to 300 ° C. corresponds to the precipitation of artificial aging precipitates (artificial aging precipitates) that contribute to the improvement of strength. Therefore, the higher the exothermic peak height, the greater the amount of artificial aging precipitates deposited (density) and the higher the strength.
  • This guideline is that the maximum height of the exothermic peak in the temperature range of 200 to 300 ° C. is 50 ⁇ W / mg or more. When the maximum height of the exothermic peak is less than 50 ⁇ W / mg, There is a high possibility that the 0.2% proof stress of the structural material cannot be 350 MPa or more.
  • a work hardening index n value (10 to 20%) is defined. That is, a 7000 series aluminum alloy plate manufactured by the above-described composition and structure and a preferable manufacturing method described later, and after hardening and quenching the plate, a work hardening index n value after aging at room temperature for 2 weeks or more as a standard (10 to 20%) is 0.22 or more.
  • Work hardening is a phenomenon in which hardness increases due to plastic deformation when stress is applied during molding, and is also called strain hardening. As the deformation progresses due to the molding process, the resistance increases and the hardness increases, which is work hardening.
  • This is a characteristic value that is an index of the molding processability and is called “n value”.
  • This n value is an index n obtained by approximating the relationship between the stress ⁇ and the strain ⁇ in the plastic region above the yield point.
  • the approximate expression is a Voc's expression that matches aluminum well.
  • n value the easier the work is hardened, and the hardened part that has undergone plastic deformation by molding such as bending becomes harder and the surrounding area is more easily deformed, so that molding processability such as bending is improved.
  • the n value the harder the work is hardened, and the part that is initially subjected to plastic deformation, the most stressed part does not become harder, but it becomes more plastically deformed and is more likely to be constricted and fractured. Low formability such as bending.
  • the 7000 series aluminum alloy plate can be manufactured by a manufacturing method according to a normal manufacturing process. That is, an aluminum alloy hot-rolled sheet having a thickness of 1.5 to 5.0 mm is manufactured through normal manufacturing processes such as casting (DC casting or continuous casting), homogenization heat treatment, and hot rolling. The Subsequently, it is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 3 mm or less. At this time, one or more intermediate annealings may be selectively performed before cold rolling or in the middle of cold rolling.
  • an ordinary molten casting method such as a continuous casting method or a semi-continuous casting method (DC casting method) is appropriately selected for the aluminum alloy melt adjusted within the above-mentioned 7000-based component composition range. Cast.
  • homogenization heat treatment Next, the cast aluminum alloy ingot is subjected to a homogenization heat treatment prior to hot rolling.
  • the purpose of this homogenization heat treatment (soaking) is to homogenize the structure, that is, eliminate segregation in crystal grains in the ingot structure.
  • the soaking process is performed in two or two soaking steps.
  • Two-stage soaking means cooling after the first soaking, but it is not cooled to 200 ° C. or lower, and after stopping the cooling at a higher temperature, after maintaining at that temperature, Hot rolling is started after reheating to a high temperature.
  • the two-time soaking is once cooled to a temperature of 200 ° C. or less including room temperature, reheated and maintained at that temperature for a certain period of time. Start.
  • the transition element compound is finely dispersed, aiming to refine the compound that affects the moldability to the structural material.
  • solid solution of Zn, Mg, and Cu is promoted, aiming at work hardening characteristics at room temperature aging and strength improvement at artificial aging treatment.
  • the soaking temperature in the first stage or the first time is controlled to 400 to 450 ° C., preferably 400 to 440 ° C.
  • a Zr compound or a compound composed of Mn, Cr, or Sc can be finely dispersed. If this soaking temperature is less than 400 ° C., a sufficient effect of miniaturization cannot be obtained, and work hardening characteristics cannot be improved during aging at room temperature. On the other hand, if it exceeds 450 ° C., these compounds are coarsened, and it is impossible to improve the work-hardening characteristics at the time of aging at room temperature.
  • the holding time of the first or first soaking may be about 1 to 8 hours.
  • the second or second soaking temperature is controlled to 450 ° C. to the solidus temperature, preferably 470 ° C. to the solidus temperature.
  • the solid solution of Zn, Mg and Cu can be promoted, and the strength at the time of artificial aging treatment after solution treatment can be improved.
  • the soaking temperature is less than 450 ° C., sufficient dissolution of these elements cannot be obtained, and the work-hardening characteristics at room temperature aging and the strength after artificial aging do not increase.
  • the solidus temperature is exceeded, partial melting occurs and the mechanical properties deteriorate, so the upper limit is made the solidus temperature or lower.
  • the holding time during the second or second soaking may be about 1 to 8 hours.
  • the hot rolling start temperature is selected from the range of 350 ° C. to the solidus temperature and hot rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of about 2 to 7 mm. Annealing (roughening) of the hot-rolled sheet before cold rolling is not necessarily required, but may be performed.
  • Cold rolling In cold rolling, the hot-rolled sheet is rolled into a cold-rolled sheet (including a coil) having a desired final thickness of about 1 to 3 mm. Intermediate annealing may be performed between cold rolling passes.
  • solution treatment After cold rolling, solution treatment is performed as a tempering.
  • the solution treatment is not particularly limited and may be heating and cooling using a normal continuous heat treatment line. However, in order to obtain a sufficient solid solution amount of each element and refinement of crystal grains, the holding time is predetermined at a solution treatment temperature of 450 ° C. to a solidus temperature, preferably 480 to 550 ° C. After reaching the solution treatment temperature, it is carried out in the range of 2 to 3 seconds and 30 minutes or less.
  • the average cooling (temperature decrease) speed after solution treatment is not particularly limited.
  • forced cooling means such as air cooling such as fans, water cooling means such as mist, spraying, and immersion are selected or combined. Or use in hot water from room temperature to 100 ° C.
  • the solution treatment is basically only one time, but when the room temperature age hardening has progressed too much, the solution treatment and the restoration treatment are made the above-mentioned preferable conditions in order to ensure the moldability to the automobile member. It may be applied again, and this excessive room temperature age hardening may be canceled once.
  • the aluminum alloy plate of the present invention is molded into an automobile member as a material and assembled as an automobile member. Further, after being molded into an automobile member, it is subjected to a separate artificial age hardening treatment to obtain an automobile member or an automobile body.
  • the 7000 series aluminum alloy plate of the present invention is made to have a desired strength as a structural material such as an automobile member and a 0.2% proof stress of 350 MPa or more, preferably 400 MPa or more by an artificial age hardening treatment after forming into a structural material.
  • the time point at which this artificial age hardening treatment is performed is preferably after the forming process of the material 7000 series aluminum alloy plate to the automobile member. This is because the 7000 series aluminum alloy plate after the artificial age hardening treatment has high strength but has low formability, and may not be formed depending on the complexity of the shape of the automobile member.
  • the temperature and time conditions of this artificial age hardening treatment are within the range of general artificial aging conditions (T6, T7) from the desired strength, the strength of the 7000 series aluminum alloy plate of the material, or the progress of room temperature aging. It is decided freely.
  • T6, T7 general artificial aging conditions
  • aging treatment at 100 to 150 ° C. is performed for 12 to 36 hours (including an overaging region).
  • the first-stage heat treatment temperature is in the range of 70 to 100 ° C. for 2 hours or longer
  • the second-stage heat treatment temperature is in the range of 100 to 170 ° C. for five hours or longer (overaging region). Select from).
  • the structure of the cold-rolled sheet was mainly controlled by changing various soaking conditions shown in Tables 3 and 4. Specifically, in common with each example, a 7000 series aluminum alloy molten metal having each component composition shown in Tables 1 and 2 below was DC-cast to obtain an ingot of 45 mm thickness ⁇ 220 mm width ⁇ 145 mm length. The ingot was subjected to two-stage soaking or twice soaking under the conditions of Tables 3 and 4. After the first soaking, the second stage soaking is cooled to 250 ° C., once the cooling is stopped at that temperature, reheated and held at the second stage soaking temperature, and cooled to the hot rolling start temperature. The hot rolling was started.
  • the second soaking was once cooled to room temperature, reheated and held at the second soaking temperature, cooled to the hot rolling start temperature, and then started hot rolling.
  • the only soaking process in Tables 3 and 4 does not perform the second reheating after being cooled once, but keeps the soaking temperature and time as usual, and then cools to the hot rolling start temperature. Started.
  • hot rolling was performed at the starting temperatures shown in Tables 3 and 4 to produce hot rolled sheets having a thickness of 5 mm.
  • the hot-rolled sheet was subjected to a roughing treatment in which forced air cooling was performed after holding at 500 ° C. for 30 seconds, and cold rolling was performed to 2 mm.
  • This cold-rolled sheet was subjected to a solution treatment at 500 ° C. for 1 minute in common with each example, and after this solution treatment, forced air cooling was performed to cool to room temperature to obtain a T4 tempered material.
  • a plate-like test piece was collected from the solution-treated aluminum alloy plate that had been aged at room temperature for two weeks in common with each example, and subjected to DSC measurement and tensile test. Each characteristic was investigated as follows.
  • DSC measurement differential thermal analysis: The DSC measurement (differential thermal analysis) conditions were the same under the following conditions in common with each example.
  • Test apparatus Seiko Instruments DSC220C, Standard material: pure aluminum, Sample container: pure aluminum, Temperature rising condition: 15 ° C./min, Atmosphere (in sample container): Argon gas (gas flow rate 50 ml / min), Test sample weight: 24.5 to 26.5 mg.
  • the sampling by differential thermal analysis is performed from 10 points including the front end, the center, and the rear end in the longitudinal direction of the aluminum alloy plate after aging at room temperature, and the measured values are averaged. Turned into.
  • the differential thermal analysis profile was horizontal in the 0-100 ° C. section of the differential thermal analysis profile.
  • N value The n value was measured by performing a room temperature tensile test in the direction perpendicular to the rolling direction, using the plate-like test piece after the artificial age hardening treatment as a JIS No. 5 tensile test piece (distance between gauge points 50 mm). Then, the true stress and true strain are calculated from the end point of yield elongation, plotted on a logarithmic scale with the horizontal axis being strain and the vertical axis being stress, and the gradient of the straight line represented by the measurement point is the nominal strain of 10% and 20%. The n value (10 to 20%) was calculated from the two points.
  • a current having a current density of 1 mA / cm 2 was allowed to flow for 24 hours in a state immersed in an aqueous sodium chloride solution (5% by mass), and then the sample was pulled up, and then the cross section of the test piece was cut and polished.
  • the magnification was x100, and a corrosion depth of 200 ⁇ m or less was evaluated as “ ⁇ ” as minor corrosion. Moreover, the case where it exceeded 200 micrometers was evaluated as "x" as big corrosion.
  • each invention example is within the composition range of the aluminum alloy of the present invention, and is manufactured within the range of the preferable manufacturing conditions described above.
  • the maximum endothermic peak temperature was 130 ° C. or lower, and the maximum exothermic peak in the temperature range of 200 to 300 ° C.
  • the height is 50 ⁇ W / mg or more and satisfies the tissue regulations analyzed by the DSC curve.
  • the work hardening index n value (10 to 20%) is as high as 0.22 or more, excellent in ductility, and excellent in workability to a structural material.
  • the BH property is excellent and the strength is high. It also has excellent corrosion resistance.
  • the composition example satisfying [Zn] ⁇ ⁇ 0.3 [Mg] +4.5 has a 0.2% proof stress of 350 MPa or more after artificial age hardening, and [Zn] ⁇ ⁇ .
  • Invention Examples 2, 4, 6, 8-12, 16-19, and 21 that satisfy both 0.5 [Mg] +5.75, the 0.2% proof stress after artificial age hardening is 400 MPa or more. is there.
  • each comparative example does not have both workability and strength because the alloy composition is out of the scope of the present invention or the manufacturing condition is out of the preferred range.
  • Comparative Example 26 in Table 4 As shown in Alloy No. 26 in Table 2, Zn is outside the lower limit.
  • Zn exceeds the upper limit as shown by Alloy No. 27 in Table 2.
  • Comparative Example 28 Cu is outside the lower limit as shown by Alloy No. 28 in Table 2.
  • Comparative Example 29 Cu exceeds the upper limit as shown by Alloy No. 29 in Table 2.
  • Comparative Examples 30 to 32 in Table 4 are manufactured out of the preferable manufacturing condition range although the invention example aluminum alloy of Alloy No. 2 in Table 1 is used.
  • Comparative Example 30 is a soaking treatment only once (corresponding to the second soaking). In Comparative Example 31, the first soaking temperature is too low. In Comparative Example 32, the second soaking temperature is too low. For this reason, the comparative example in which these soaking conditions deviate from the preferable range does not satisfy the structure rule analyzed by the DSC curve, and the work hardening index n value (10 to 20%) after aging at room temperature is less than 0.22. In other words, the 0.2% proof stress after the artificial age hardening treatment is less than 350 MPa, so that both workability and strength are not achieved.
  • Comparative Examples 40 to 43 in Table 4 the Mg content is outside the upper limit as shown in Alloy Nos. 37 to 40 in Table 2. Therefore, even if both of the relations [Zn] ⁇ ⁇ 0.3 [Mg] +4.5 and [Zn] ⁇ ⁇ 0.5 [Mg] +5.75 are satisfied, including soaking, Even if it is manufactured within the preferable manufacturing conditions, it does not satisfy the tissue regulations analyzed by the DSC curve. As a result, Comparative Examples 40 and 41 having relatively high Zn have a work hardening index n value (10 to 20%) after room temperature aging as low as 0.21 level, and do not have both workability and strength.
  • the present invention can provide a 7000 series aluminum alloy plate for automobile members having both strength, formability, and corrosion resistance. Therefore, the present invention is also suitable for automobile structural materials such as frames and pillars that contribute to weight reduction of the vehicle body, and structural materials for other uses.

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Abstract

　常法により製造される、特定組成の７０００系アルミニウム合金板のＺｎ量を抑制しつつ、Ｍｇ量とのバランスで、高強度を保持し、かつ、製造後の板を室温時効させた際の示差走査熱量分析曲線において特定の吸熱ピーク温度と発熱ピークの最大高さとを有する組織として、構造材に要求される高強度と成形性、耐食性を兼備させる。　

Description

構造材用アルミニウム合金板
　本発明は加工性を向上させ、耐食性にも優れた高強度な構造材用アルミニウム合金板に関するものである。本発明のアルミニウム合金板とは、圧延板であって、圧延によって製造された板を溶体化および焼入れ処理後に２週間以上室温時効した後の板であって、構造材への成形加工前および人工時効硬化処理前の板のことを言う。
　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。かかる要求に応えるべく、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を、部分的に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。
　ただ、自動車車体のより軽量化のためには、自動車部材のうちでも特に軽量化に寄与する、フレーム、ピラーなどの自動車構造部材にも、アルミニウム合金材料の適用を拡大することが必要となる。ただ、これら自動車構造部材は、要求される０．２％耐力が３５０ＭＰa以上であるなど、前記自動車パネルに比べて、高強度化が必要である。この点で、前記自動車パネルに使用されている、成形性や強度、耐食性、そして低合金組成でリサイクル性に優れた、ＪＩＳ乃至ＡＡ６０００系アルミニウム合金板では、組成や調質（溶体化処理および焼入れ処理、更には人工時効硬化処理）を制御しても、前記高強度化を達成するにはほど遠い。
　したがって、このような高強度な自動車構造部材には、同じような高強度が要求される前記補強材として使用されているＪＩＳ乃至ＡＡ７０００系アルミニウム合金板を用いる必要がある。しかし、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系アルミニウム合金である、７０００系アルミニウム合金は、一般耐食性が劣る。また、Ｚｎ及びＭｇからなる析出物ＭｇＺｎ２を高密度に分布させることで高強度を達成する合金であるため、応力腐食割れ（以下、ＳＣＣ）を起こす危険性がある。これを防止するため、やむを得ず過時効処理を行って、０.２％耐力が３００ＭＰａ程度で使用されているのが実情であり、高強度合金としての特徴が薄れている。
　このため、強度と耐ＳＣＣ性の両方に優れた７０００系アルミニウム合金の組成制御や、析出物などの組織制御が、従来から種々提案されている。
　組成制御の代表例として、例えば、特許文献１では、７０００系アルミニウム合金押出材の、ＭｇＺｎ２を過不足なく形成するＺｎ及びＭｇ量（ＭｇＺｎ２の化学量論比）より過剰に添加されたＭｇが、高強度化に寄与することを利用し、ＭｇをＭｇＺｎ２の化学量論比より過剰に添加することにより、ＭｇＺｎ２量を抑えて、耐ＳＣＣ性を低下させることなく、高強度化している。
　析出物などの組織制御の代表例として、例えば、特許文献２では、人工時効硬化処理後の７０００系アルミニウム合金押出材の、結晶粒内における粒子径が１～１５ｎｍの析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察結果で１０００～１００００個／μｍ２の密度で存在させて、粒内と粒界との電位差を小さくして、耐ＳＣＣ性を向上させている。
　この他にも、全ては例示しないが、７０００系アルミニウム合金押出材の強度と耐ＳＣＣ性の両方に優れさせる組成制御例や析出物などの組織制御例は、押出材での実用化の多さに比例して多数存在する。これに対して、７０００系アルミニウム合金板における、従来の組成制御や析出物などの組織制御例は、板での実用化の少なさに応じて、きわめて少ない。
　例えば、特許文献３には、７０００系アルミニウム合金板同士が溶接接合されたクラッド板からなる構造材において、強度向上のために、人工時効硬化処理後の時効析出物の直径を５０Å（オングストローム）以下の球状として一定量存在させることが提案されている。しかし、耐ＳＣＣ性の性能については全く開示が無く、実施例に耐食性のデータも無い。
　また、特許文献４には、溶湯を急冷凝固後に冷間圧延し、更に人工時効硬化処理後の７０００系アルミニウム合金板の結晶粒内における晶析出物について、４００倍の光学顕微鏡での測定によって、大きさ（面積が等価な円相当径に換算）を３．０μｍ以下とし、平均面積分率を４．５％以下として、強度や伸びを向上させている。
　板の集合組織の制御に関しても若干ではあるが提案されている。例えば、特許文献５、６では、構造材用の７０００系板の高強度化、高耐ＳＣＣ性化を図るために、鋳塊を鍛造後に、温間加工域にて繰り返して圧延して、組織を細かくしている。これは、組織を細かくすることによって、耐ＳＣＣ性低下の原因となる粒界と粒内との電位差の要因となる、方位差が２０°以上の大傾角粒界を抑制して、３～１０°の小傾角粒界が２５％以上である集合組織を得るためである。ただ、このような温間圧延の繰り返しは、常法の熱間圧延、冷間圧延の方式では、このような小傾角粒界が２５％以上である集合組織を得ることができないために行われている。したがって、常法とは大きく工程が異なるために、板をつくるために実用的な方法とは言い難い。
日本国特開２０１１－１４４３９６号公報 日本国特開２０１０－２７５６１１号公報 日本国特開平９－１２５１８４号公報 日本国特開２００９－１４４１９０号公報 日本国特開２００１－３３５８７４号公報 日本国特開２００２－２４１８８２号公報
　このように、強度と耐ＳＣＣ性の両方に優れた７０００系アルミニウム合金の組成制御や析出物、あるいは集合組織などの組織制御などの提案は、従来から押出材の分野については種々なされている。ただ、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延および冷間圧延するような、常法によって製造される圧延板については、前記クラッド板、急冷凝固法、温間圧延などの特殊な圧延あるいは製法以外には、あまり提案がないのが実状である。
　そして、押出材は、前記圧延板とは、その熱間加工工程などの製造過程が全く異なり、出来上がる結晶粒や析出物などの組織も、例えば結晶粒が押出方向に伸長した繊維状であるなど、結晶粒が基本的に等軸粒の圧延板とは大きく異なる。このため、前記押出材での組成制御や析出物などの組織制御などの提案が、７０００系アルミニウム合金板にも、そして、この７０００系アルミニウム合金板からなる自動車構造部材にも、そのまま適用でき、強度と耐ＳＣＣ性の両方の向上に果たして有効であるかどうかは不明である。すなわち、実際に確認しない限りは、あくまで予想の域を出ない。
　したがって、前記常法によって製造される７０００系アルミニウム合金板の、強度と耐ＳＣＣ性の両方に優れた組織制御技術については、未だ有効な手段がなく、不明な点が多く解明の余地があるというのが現状である。また、一般耐食性に関してはＺｎ添加による電位の卑化が関与しているため、強度と耐食性の観点からＺｎ添加量を下げる必要がある。しかしながら、Ｚｎ含有量を下げると耐食性は改善するものの、前記構造部材での必要特性である曲げ性などの成形加工性は向上する反面強度が低下するという、高強度化と矛盾して技術的に困難な課題となる。
　以上述べた課題に鑑み、本発明の目的は、前記常法によって製造される圧延板として、強度と成形加工性とを兼備し、耐食性にも優れた、自動車部材などの構造材用７０００系アルミニウム合金板を提供することである。
　この目的を達成するために、本発明構造材用アルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｚｎ：３．０～６．０％、Ｍｇ：１．５～４．５％、Ｃｕ：０．０５～０．５％を各々含み、かつＺｎの含有量［Ｚｎ］とＭｇの含有量［Ｍｇ］とが ［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５を満足する関係にあり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる組成のＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系アルミニウム合金板であって、この板を溶体化および焼入れ処理後に室温時効させた際の示差走査熱量分析曲線において、最大の吸熱ピーク温度が１３０℃以下であるとともに、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ以上であり、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０．２２以上であることとする。
　本発明で言うアルミニウム合金板とは、圧延によって製造された板であって、鋳塊を均熱処理後に熱間圧延され、更に冷間圧延されて冷延板とされ、更に溶体化および焼入れ処理などの調質処理（質別記号でＴ４）が施された、常法によって製造された７０００系アルミニウム合金板のことを言う。言い換えると、前記特許文献５、６のような、鋳塊を鍛造した上で温間圧延を何回も繰り返すような特殊な圧延方法により製造される板を含まない。
　そして、更に、本発明で言うアルミニウム合金板とは、上記のように製造された７０００系アルミニウム合金板の室温時効した組織を規定し、かつ素材アルミニウム合金板として用途の構造材に加工されるものである。このため、上記のように製造された板を、室温時効（室温放置）した後の板であって、用途としての構造材への成形加工前および人工時効硬化処理前の板のことを言う。
　本発明は、耐食性向上のためにＺｎ含有量を抑える一方で、強度を確保するためにＭｇ含有量を増やした組成の７０００系アルミニウム合金板の室温時効した組織を示差走査熱分析曲線によって解析した。この結果、このような組成の７０００系アルミニウム合金板では、Ｚｎ含有量が高い７０００系アルミニウム合金板に比して、室温時効により生成したクラスタの組成と作用とが異なることを知見した。
　すなわち、Ｚｎ含有量を抑えた７０００系アルミニウム合金板で、室温時効により生成するクラスタ（原子集合体）は、用途である構造材への成形加工後の人工時効硬化特性（ＢＨ性）だけではなく、構造材への成形加工時に必要な延性（加工硬化特性）にも寄与していることを知見した。したがって、これらのクラスタを制御することで、耐食性だけでなく、強度と延性（成形性）のバランスを向上させることができ、常法によって製造される圧延板として、強度と成形加工性とを兼備し、耐ＳＣＣ性などの耐食性にも優れた構造用７０００系アルミニウム合金板を提供できる。
　ただ、このようなクラスタ（原子集合体）の組成やサイズあるいは密度などを、ＳＥＭやＴＥＭなどの通常の観察手段を用いて直接識別することは現時点でできていないため、これら組織的な因子によって定量的に規定することが難しい。
　したがって、本発明では、製造された７０００系アルミニウム合金板の室温時効した組織を、示差走査熱分析曲線による解析にて、前記クラスタを間接的に規定して制御する。より具体的に、示差走査熱分析曲線による解析では、室温時効により形成されるクラスタの再固溶に対応する吸熱ピークの温度が低いほど、延性としての加工硬化特性が向上する。その一方で、人工時効硬化処理後の析出物に対応する、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが高いほど、人工時効析出物量が多くなった、強度が向上する。
　本発明では、このように室温時効により生成するクラスタを規定するため、前記示差走査熱分析曲線の測定を、前記調質処理直後の室温時効していない板の状態ではなく、目安として２週間以上室温時効（室温放置）した後の板であって、構造材への成形加工前および人工時効硬化処理前の板に対して行う。
　以下に、本発明の実施の形態につき、要件ごとに具体的に説明する。
アルミニウム合金組成：
　先ず、本発明アルミニウム合金板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％表示は全て質量％の意味である。
　本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、常法によって製造される圧延板として、本発明で意図する自動車部材などの構造材用としての要求特性である、強度と成形加工性とを兼備し、耐食性も満足させる前提条件となる。このため、本発明におけるＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系の７０００系アルミニウム合金組成は、耐食性向上のためにＺｎ含有量を抑える一方で、強度を確保するためにＭｇ含有量を増やした組成とする。
　この観点から、本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、質量％で、Ｚｎ：３．０～６．０％、Ｍｇ：１．５～４．５％、Ｃｕ：０．０５～０．５％を各々含み、かつＺｎの含有量［Ｚｎ］とＭｇの含有量［Ｍｇ］とが ［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５を満足する関係にあり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。この組成に、更に加えて、遷移元素として、Ｚｒ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｓｃ：０．０５～０．３％の１種又は２種以上を選択的に含んでも良い。また、これらの遷移元素に加えて、あるいは代えて、更に、Ａｇ：０．０１～０．２％を選択的に含んでも良い。
Ｚｎ：３．０～６．０％
　必須の合金元素であるＺｎは、Ｍｇとともに、製造された調質後の板の室温時効時にクラスタを形成して加工硬化特性を向上させ、構造材への成形加工性を向上させる。また、構造材への成形加工後の人工時効処理時に、時効析出物を形成して強度を向上させる。Ｚｎ含有量が３．０％未満では人工時効処理後の強度が不足する。但し、Ｚｎ含有量が多くなって６．０％を超えると、粒界析出物ＭｇＺｎ２が増えて粒界腐食が起こりやすくなり、耐食性が劣化する。従って、本発明ではＺｎ含有量は比較的少なめに抑制する。このため、Ｚｎ含有量の下限は３．０％であり、好ましくは３．５％である。また、Ｚｎ含有量の上限は６．０％であり、好ましくは４．５％である。
Ｍｇ：１．５～４．５％
　必須の合金元素であるＭｇは、Ｚｎとともに、製造された調質後の板の室温時効時にクラスタを形成して加工硬化特性を向上させる。また、構造材への成形加工後の人工時効処理時に時効析出物を形成して強度を向上させる。本発明ではＺｎ含有量は比較的低目に抑制するため、逆にＭｇ含有量は比較的多めにする。Ｍｇ含有量が１．５質量％未満では強度が不足し、加工硬化特性が低下する。但し、４．５質量％を超えると、板の圧延性が低下し、ＳＣＣ感受性も強くなる。従って、Ｍｇ含有量の下限は１，５％であり、好ましくは２．５％である。また、Ｍｇ含有量の上限は４．５％である。
ＺｎとＭｇとのバランス式：
　本発明では、ＺｎとＭｇとの含有による高強度化を保障するために、前記したＺｎとＭｇとの含有量だけではなく、Ｚｎの含有量［Ｚｎ］（質量％）とＭｇの含有量［Ｍｇ］（質量％）とのバランスを制御することが重要となる。このために、このバランスの制御として、［Ｚｎ］と［Ｍｇ］とが、［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５のバランス式、好ましくは［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５のバランス式を満たすようにする。
　この［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５を満足することによって、後述する好ましい製造方法によって、人工時効硬化処理後の構造材の０.２％耐力を３５０ＭＰａ以上とすることが可能となる。また、［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５を満足することによって、後述する好ましい製造方法によって、人工時効硬化処理後の構造材の０.２％耐力を４００ＭＰａ以上とすることが可能となる。
　ＺｎとＭｇの各含有量が、[Ｚｎ]＜－０．３[Ｍｇ]＋４．５では、ＺｎとＭｇの各含有量が規定範囲内であっても、あるいは後述する好ましい製造方法によっても、人工時効硬化処理後の構造材の０.２％耐力を３５０ＭＰa以上とできなくなる可能性がある。また、Ｚｎの含有量とＭｇの含有量とが [Ｚｎ]＜－０．５[Ｍｇ]＋５．７５では、同様に人工時効硬化処理後の構造材の０.２％耐力を４００ＭＰa以上とできなくなる可能性がある。
Ｃｕ：０．０５～０．５％
　Ｃｕは、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系合金のＳＣＣ感受性を抑え、耐ＳＣＣ性を向上させる作用がある。また、一般耐食性も向上させる。Ｃｕ含有量が０．０５％未満では、耐ＳＣＣ性や一般耐食性の向上効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると、圧延性及び溶接性などの諸特性を却って低下させる。従って、Ｃｕ含有量の下限は０．０５％である。また、Ｃｕ含有量の上限は０．５％であり、好ましくは０．４％である。
Ｚｒ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｓｃ：０．０５～０．３％の１種又は２種以上
　Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃの遷移元素は、鋳塊及び最終製品の結晶粒を微細化して強度向上に寄与するので、必要な場合には選択的に含有させる。これらをいずれか一種、或いは二種以上を含有する場合、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃの含有量がいずれも下限未満では、含有量が不足して、強度が低下する。一方、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃの含有量がそれぞれの上限を超えた場合には、粗大晶出物を形成するため伸びが低下する。従って、これらを含有させる場合の含有量は、Ｚｒ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｓｃ：０．０５～０．３％の各範囲、好ましくはＺｒ：０．０８～０．２％、Ｍｎ：０．２～１．０％、Ｃｒ：０．１～０．２％、Ｓｃ：０．１～０．２％の各範囲とする。
Ａｇ：０．０１～０．２％
　Ａｇは、構造材への成形加工後の人工時効処理によって強度向上に寄与する時効析出物を緊密微細に析出させ、高強度化を促進する効果があるので、必要に応じて選択的に含有させる。Ａｇ含有量が０．０１％未満では強度向上効果が小さい。一方、Ａｇ含有量は０．２％を超えて含有させてもその効果が飽和し、高価となる。従って、Ａｇ含有量は０．０１～０．２％の範囲とする。
その他の元素：
　これら以外のその他の元素は基本的に不可避的不純物である。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、７０００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。例えば、Ｔｉ、Ｂは、圧延板としては不純物であるが、鋳塊の結晶粒を微細化する効果もあるので、Ｔｉの上限は０．２％、好ましくは０．１％、Ｂの上限は０．０５％以下、好ましくは０．０３％とする。Ｆｅ、Ｓｉは、Ｆｅ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下であれば、本発明に係るアルミニウム合金圧延板の特性に影響せず、含有が許容される。
組織：
　以上の組成を前提として、本発明の７０００系アルミニウム合金板組織は、この板の溶体化および焼入れ処理後、目安として２週間以上室温時効した後の示差走査熱分析曲線において、最大の吸熱ピーク温度が１３０℃以下であるとともに、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ以上とする。
　最大の吸熱ピーク温度は、この板の室温時効時に形成されるクラスタの再固溶に対応している。この最大の吸熱ピーク温度が低いほど、クラスタの熱的安定性が低い（分解しやすい）ことに対応し、熱以外にも塑性変形時の転位のカッティングによっても分解しやすくなる。したがって、このようにクラスタの安定性が低いほど、板の構造材への成形加工など、塑性変形時の転位の移動の障害やひずみ集中の原因となりにくい。この目安は最大の吸熱ピーク温度が１３０℃以下であり、この規定を満たすことで、クラスタの安定性が低く（不安定で）、加工硬化特性が向上し、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）を０．２２以上とできる。
　これに対して、このクラスタの安定性が高いほど、この最大の吸熱ピーク温度が１３０℃を超えて高くなり、加工硬化特性が低下し、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）を０．２２以上とできない。これは、このクラスタの安定性が高いほど、板の構造材への成形加工など、塑性変形時の転位の移動の障害となるものの、クラスタをカッティングして転位が移動しだすと、そのすべり面に転位の移動が集中するため、ひずみ集中が起こりやすくなり、加工硬化特性が低下する。
　２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さは、強度の向上に寄与する、人工時効処理時の析出物（人工時効析出物）の析出に対応している。したがって、この発熱ピーク高さ高さが高いほど、人工時効析出物の析出量（密度）が多く、強度を高くできることになる。この目安は、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ以上を有することであって、この発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ未満では、人工時効硬化処理後の構造材の０.２％耐力を３５０ＭＰa以上とできなくなる可能性が高い。
加工硬化特性：
　以上の組成や組織および後述する好ましい製造方法によって、本発明の７０００系アルミニウム合金板は、成形加工性が向上するが、特に構造材への成形加工の際に用いられる、曲げ加工性を保障するために、本発明では加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）を規定する。すなわち、以上の組成や組織および後述する好ましい製造方法によって製造した７０００系アルミニウム合金板であって、この板の溶体化および焼入れ処理後、目安として２週間以上室温時効した後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）を０．２２以上とする。
　加工硬化は、成形加工などで応力を与えると塑性変形によって硬さが増す現象でひずみ硬化とも呼ばれる。成形加工により変形が進む程、抵抗が大きくなり、硬度を増していくのが加工硬化であり、成形加工性の目安となる特性値で「ｎ値」と呼ぶ。このｎ値は降伏点以上の塑性域における応力σと、ひずみεとの関係を近似させた時の指数ｎのことである。近似式はアルミニウムによく合うＶｏｃｅの式により行う。ｎ値が高いほど、加工硬化しやすく、曲げなどの成形加工による塑性変形を受けた部分が硬くなり、その周辺の方が変形しやすくなるために、曲げなどの成形加工性が向上する。この反対に、ｎ値が低いほど、加工硬化しにくく、最初に塑性変形を受ける部分で、もっとも応力のかかる部分が硬くならずに、ますます塑性変形してしまい、くびれて破断しやすくなるため、曲げなどの成形加工性が低い。
（製造方法）
　本発明における７０００系アルミニウム合金板の製造方法について、以下に具体的に説明する。
　本発明では、７０００系アルミニウム合金板の通常の製造工程による製造方法で製造可能である。即ち、鋳造（ＤＣ鋳造法や連続鋳造法）、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１．５～５．０ｍｍ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３ｍｍ以下の冷延板とされる。この際、冷間圧延前もしくは冷間圧延の中途において１回または２回以上の中間焼鈍を選択的に行なっても良い。
(溶解、鋳造冷却速度)
　先ず、溶解、鋳造工程では、上記７０００系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、前記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を目的とする。
　但し、本発明では、前記調質処理後に室温時効した後の、構造材への成形加工時の加工硬化特性及び、構造材に成形加工後の人工時効処理後の強度をともに向上させるために、均熱処理を２段或いは２回均熱工程で行う。２段均熱とは、１回目の均熱後に冷却はするものの、２００℃以下までは冷却せず、より高温で冷却を停止した上で、その温度で維持した後に、そのままの温度か、より高温に再加熱した上で熱延を開始する。これに対して、２回均熱とは、１回目の均熱後に、一旦室温を含む２００℃以下の温度まで冷却し、更に、再加熱し、その温度で一定時間維持した後に、熱延を開始する。
　これら２段或いは２回均熱工程における１段目或いは１回目の均熱工程においては、遷移元素系の化合物を微細分散させて、構造材への成形性に影響する化合物の微細化を狙い、２段目或いは２回目の均熱工程においては、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕの固溶を促進し、室温時効時の加工硬化特性及び人工時効処理時の強度向上を狙う。
　このために、１段目或いは１回目の均熱温度を４００～４５０℃、好ましくは４００～４４０℃に制御する。この温度範囲に鋳塊を加熱、保持することによって、Ｚｒ系化合物や、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｃからなる化合物を微細に分散させることができる。この均熱温度が４００℃未満では十分な微細化効果が得られず、室温時効時の加工硬化特性向上が図れない。また、一方で４５０℃を超えると、これらの化合物が粗大化して、やはり室温時効時の加工硬化特性の向上が図れない。これら１段目或いは１回目の均熱処理の保持時間は１～８時間程度で良い。
　また、２段目或いは２回目の均熱処理温度を４５０℃～固相線温度、好ましくは４７０℃～固相線温度に制御する。この温度範囲に鋳塊を加熱、保持することによって、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕの固溶を促進し、溶体化後の人工時効処理時の強度を向上させることができる。この均熱温度が４５０℃未満では、これらの元素の固溶が十分に得られず、室温時効時の加工硬化特性や人工時効後の強度が増大しない。また、一方で固相線温度を超えると、部分溶融が起こり、機械的特性が劣化するので、上限は固相線温度以下とする。これら２段目或いは２回目の均熱時の保持時間は１～８時間程度で良い。
(熱間圧延)
　熱間圧延は、熱延開始温度が固相線温度を超える条件では、バーニングが起こるため熱延自体が困難となる。また、熱延開始温度が３５０℃未満では熱延時の荷重が高くなりすぎ、熱延自体が困難となる。したがって、熱延開始温度は３５０℃～固相線温度の範囲から選択して熱間圧延し、２～７ｍｍ程度の板厚の熱延板とする。この熱延板の冷間圧延前の焼鈍 (荒鈍) は必ずしも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、１～３ｍｍ程度の所望の最終板厚の冷延板 (コイルも含む) に製作する。冷間圧延パス間で中間焼鈍を行っても良い。
(溶体化処理)
　冷間圧延後は調質として溶体化処理を行う。この溶体化処理については、通常の連続熱処理ラインによる加熱、冷却でよく、特に限定はされない。ただ、各元素の十分な固溶量を得ることや結晶粒の微細化のためには、４５０℃～固相線温度以下、好ましくは４８０～５５０℃の溶体化処理温度で、保持時間は所定の溶体化処理温度に到達後、２秒か３秒以上、３０分以下の範囲で行う。
　溶体化処理後の平均冷却（降温）速度は特に問わないが、溶体化処理後の冷却は、ファンなどの空冷、ミスト、スプレー、浸漬等の水冷手段など、強制的な冷却手段を選択あるいは組み合わせて用いるか、室温～１００℃までの温湯に焼き入れる。ちなみに、溶体化処理は基本的に１回のみであるが、室温時効硬化が進みすぎた場合などには、自動車部材への成形性の確保のため、溶体化処理や復元処理を前記好ましい条件にて再度施して、この進みすぎた室温時効硬化を一旦キャンセルしても良い。
　そして、本発明のアルミニウム合金板は、素材として、自動車部材に成形加工され、自動車部材として組み立てられる。また、自動車部材に成形加工された後で、別途人工時効硬化処理されて、自動車部材あるいは自動車車体とされる。
人工時効硬化処理：
　本発明の７０００系アルミニウム合金板は、構造材への成形加工後に人工時効硬化処理によって、自動車部材などの構造材としての所望の強度、０.２％耐力で３５０ＭＰａ以上、好ましくは４００ＭＰａ以上とされる。この人工時効硬化処理を行う時点は、素材７０００系アルミニウム合金板の自動車部材への成形加工後が好ましい。人工時効硬化処理後の７０００系アルミニウム合金板は、強度は高くなるものの、成形性は低下しており、自動車部材の形状の複雑化によっては成形できない場合も生じるからである。
　この人工時効硬化処理の温度や時間の条件は、所望の強度や素材の７０００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、一般的な人工時効条件（Ｔ６、Ｔ７）の範囲で自由に決定される。ちなみに、人工時効硬化処理の条件を例示すると、１段の時効処理であれば、１００～１５０℃での時効処理を１２～３６時間（過時効領域を含む）行う。また、２段の工程においては、１段目の熱処理温度が７０～１００℃の範囲で２時間以上、２段目の熱処理温度が１００～１７０℃の範囲で５時間以上の範囲（過時効領域を含む）から選択する。
　下記表１、２に示すＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系成分組成の７０００系アルミニウム合金冷延板を、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織を種々変えて製造した。これら製造した冷延板について、この板を溶体化および焼入れ処理後に室温時効させた際のＤＳＣ曲線における最大吸熱ピーク温度や２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さ、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）を測定した。また、人工時効硬化処理後の強度などの機械的な特性と一般耐食性についても評価した。これらの結果を下記表３、４に示す。
　冷延板の組織は、主として、表３、４に示す、均熱処理条件を種々変えて制御した。具体的には、各例とも共通して、下記表１、２に示す各成分組成の７０００系アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造し、４５ｍｍ厚み×２２０ｍｍ幅×１４５ｍｍ長さの鋳塊を得た。この鋳塊を表３、４の条件で２段均熱あるいは２回均熱を行った。２段均熱は１回目の均熱後に２５０℃まで冷却し、その温度で冷却を一旦停止した上で、２段目の均熱温度に再加熱および保持し、熱延開始温度まで冷却した上で熱延を開始した。２回均熱は、１回目の均熱後に、一旦室温まで冷却した上で、２回目の均熱温度に再加熱および保持し、熱延開始温度まで冷却した上で熱延を開始した。表３、４の１回のみの均熱処理は、一旦冷却した上での２回目の再加熱は行わず、通常通り、その均熱温度と時間保持した上で、熱延開始温度まで冷却し熱延を開始した。
　これらの均熱処理後に、表３、４に示す開始温度で熱間圧延を行い、板厚５ｍｍｔの熱延板を製造した。この熱延板を、５００℃で３０秒保持後に強制空冷を行う荒鈍処理を施し、２ｍｍｔまで冷間圧延を行った。この冷延板を、各例とも共通して５００℃×１分の溶体化処理を施し、この溶体化処理後に強制空冷して室温まで冷却し、Ｔ４調質材を得た。この溶体化処理後のアルミニウム合金板を、各例とも共通して２週間室温時効させた板から、板状試験片を採取して、ＤＳＣ測定と引張試験を行った。各特性は以下の要領にて調査した。
ＤＳＣ測定（示差熱分析）：
　ＤＳＣ測定（示差熱分析）条件は、各例とも共通して下記の同一条件で行った。
試験装置：セイコ-インスツルメンツ社製ＤＳＣ２２０Ｃ、
標準物質: 純アルミ、
試料容器: 純アルミ、
昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、
雰囲気（試料容器内）: アルゴンガス（ガス流量５０ｍｌ／ｍｉｎ）、
試験試料重量：２４．５～２６．５ｍｇ。
　なお、示差熱分析での試料採取は、前記室温時効後のアルミニウム合金板の長手方向に亙る先端部、中央部、後端部とを各々必須で含む１０箇所から行って、測定値を各々平均化した。
　各々得られた示差熱分析のプロファイル（μＷ）を試料重量で割って規格化した（μＷ／ｍｇ）後に、前記示差熱分析プロファイルでの０～１００℃の区間において、示差熱分析のプロファイルが水平になる領域を０の基準レベルとし、この基準レベルからの発熱ピークの最大高さとして、２００～３００℃の温度範囲の発熱ピークのうちの最も高い発熱ピーク高さを測定した。
　また、自動車部材への成形加工後の人工時効硬化処理を模擬して、前記室温時効後のアルミニウム合金板を、Ｔ６処理として、９０℃×３ｈｒ＋１４０℃×８ｈｒの人工時効硬化処理を行った。この人工時効硬化処理後のアルミニウム合金板の中央部から板状試験片を採取して、機械的特性や耐食性を以下のようにして調査した。これらの結果も各々表３、４に示す。
(機械的特性)
　各例とも機械的特性は、共通して、各板状試験片の圧延直角方向の室温引張試験を行い、０．２％耐力（ＭＰａ）、全伸び（％）を測定した。室温引張り試験はＪＩＳ２２４１（１９８０）に基づき、室温２０℃で試験を行った。引張り速度は５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
（ｎ値）
　ｎ値は、前記人工時効硬化処理後の板状試験片を、ＪＩＳ５号引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）として、圧延直角方向の室温引張試験を行い測定した。そして、降伏伸びの終点から真応力と真歪みを計算し、横軸を歪み、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を、公称ひずみ１０％、２０％の２点で計算して、ｎ値（１０～２０％）とした。
(粒界腐食感受性)
　一般的な耐食性評価のために、旧ＪＩＳ－Ｗ１１０３の規定に準じた粒界腐食感受性試験を、前記人工時効硬化処理後の板状試験片（試験片３個）に対して行った。試験条件は、試験片を硝酸水溶液（３０質量％）に室温で１分間浸漬した後、水酸化ナトリウム水溶液（５質量％）に４０℃で２０秒浸漬した後、硝酸水溶液（３０質量％）に室温で１分間浸漬することによって試験片の表面を洗浄した。その後、塩化ナトリウム水溶液（５質量％）に浸漬した状態で、１ｍＡ／ｃｍ２の電流密度の電流を２４時間流した後、試料を引き上げ、その後、試験片の断面を切断・研磨し、光学顕微鏡を用いて、試料表面からの腐食深さを測定した。倍率は×１００とし、腐食深さが２００μｍ以下までを軽微な腐食として「○」と評価した。また、２００μｍを超える場合を大きな腐食として「×」と評価した。
　表１、３から明らかなように、各発明例は、本発明アルミニウム合金組成範囲内であり、前記した好ましい製造条件の範囲内で製造されている。
　この結果、この板を溶体化および焼入れ処理後に室温時効させた際の示差走査熱量分析曲線において、最大の吸熱ピーク温度が１３０℃以下であるとともに、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ以上であり、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たしている。
　このため、室温時効後であっても、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０．２２以上と高く、延性に優れ、構造材への成形加工性に優れている。これと同時に、室温時効後であってもＢＨ性に優れており、強度が高い。また、耐食性にも優れている。
　これら発明例のうち、組成が［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５を満足する発明例は人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ以上であり、［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５を両方満足する発明例２、４、６、８～１２、１６～１９、２１の場合には、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が４００ＭＰａ以上である。
　これに対して、各比較例は、表２、４の通り、合金組成が本発明範囲から外れるか、製造条件が好ましい範囲から外れているため、加工性と強度とを兼備できていない。
　表４の比較例２２～２５は、表２の合金番号２２～２５の通り、Ｚｎ、Ｍｇの含有量は各々規定範囲内であるが、［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５や［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５の関係を両方満足していない。このため、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されているものの、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさず、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）は０．２２以上だが、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ未満となって、加工性と強度とを兼備できていない。
　表４の比較例２６は、表２の合金番号２６の通り、Ｚｎが下限を外れる。比較例２７は、表２の合金番号２７の通り、Ｚｎが上限を超えている。比較例２８は、表２の合金番号２８の通り、Ｃｕが下限を外れる。比較例２９は、表２の合金番号２９の通り、Ｃｕが上限を超えている。このため、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されているものの、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさず、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０．２２未満であり、加工性と強度とを兼備できていない。また、比較例２７はＺｎが多すぎ、比較例２８はＣｕが少なすぎて、どちらも耐食性が劣っている。
　表４の比較例３０～３２は、表１の合金番号２の発明例アルミニウム合金を用いているものの、好ましい製造条件範囲から外れて製造されている。比較例３０は１回のみ（２回目の均熱に相当する）の均熱処理である。比較例３１は１回目の均熱温度が低すぎる。比較例３２は２回目の均熱温度が低すぎる。このため、これら均熱処理条件が好ましい範囲から外れた比較例は、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさず、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０．２２未満となるか、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ未満となって、加工性と強度とを兼備できていない。
　表４の比較例３３は、表２の合金番号３０の通り、Ｚｎ、Ｍｇの含有量は各々規定範囲内であるが、［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５や［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５の関係を両方満足していない。このため、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されているものの、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさず、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）は０．２２レベルだが、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ未満となって、加工性と強度とを兼備できていない。
　表４の比較例３４、３５、３６は、表２の合金番号３１、３２、３３の通り、Ｍｇの含有量が下限を外れている。このため、例え［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５や［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５の関係の両方を満足していても、また、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されていても、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさない。この結果、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）は０.２１～０．２２レベルだが、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ未満となって、加工性と強度とを兼備できていない。
　表４の比較例３７、３８、３９は、表２の合金番号３４、３５、３６の通り、Ｚｎの含有量が上限を外れている。このため、［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５や［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５の関係を両方満足していても、また、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されていても、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさない。この結果、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）は０．２１レベルで、加工性と強度とを兼備できていない。また、これら比較例はＺｎが多すぎて耐食性も劣っている。
　表４の比較例４０～４３は、表２の合金番号３７～４０の通り、Ｍｇの含有量が上限を外れている。このため、［Ｚｎ］≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５や［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５の関係を両方満足していても、また、均熱処理を含めて、好ましい製造条件内で製造されていても、前記ＤＳＣ曲線により解析される組織規定を満たさない。この結果、Ｚｎが比較的高い比較例４０、４１は、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０.２１レベルと低く、加工性と強度とを兼備できていない。また、Ｚｎが比較的低い比較例４２、４３は、室温時効後の加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）は０．２２レベルだが、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が３５０ＭＰａ未満となって、加工性と強度とを兼備できていない。また、これら比較例はＭｇが多すぎて耐食性も劣っている。
　以上の結果から、本発明アルミニウム合金板が高強度と高延性（成形性）そして耐ＳＣＣ性を兼備するための本発明各要件の臨界的な意義が裏付けられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１３年３月１４日出願の日本特許出願（特願２０１３－０５１６０８）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。
　以上説明したように、本発明は、強度と成形性、耐食性とを兼備した自動車部材用７０００系アルミニウム合金板を提供できる。したがって、本発明は車体軽量化に寄与する、フレーム、ピラーなどの自動車構造材や、これ以外の他の用途の構造材などにも好適である。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｚｎ：３．０～６．０％、Ｍｇ：１．５～４．５％、Ｃｕ：０．０５～０．５％を各々含み、かつＺｎの含有量［Ｚｎ］とＭｇの含有量［Ｍｇ］とが [Ｚｎ]≧－０．３［Ｍｇ］＋４．５を満足する関係にあり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる組成のＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系アルミニウム合金板であって、この板を溶体化および焼入れ処理後に室温時効させた際の示差走査熱量分析曲線において、最大の吸熱ピーク温度が１３０℃以下であるとともに、２００～３００℃の温度範囲における発熱ピークの最大高さが５０μＷ／ｍｇ以上であり、加工硬化指数ｎ値（１０～２０％）が０．２２以上であることを特徴とする構造材用アルミニウム合金板。
  2. 　前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｒ：０．０５～０．３％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｓｃ：０．０５～０．３％の１種又は２種以上を含む請求項１に記載の構造材用アルミニウム合金板。
  3. 　前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１～０．２％を含む請求項１または２に記載の構造材用アルミニウム合金板。
  4. 　前記アルミニウム合金板のＺｎの含有量［Ｚｎ］とＭｇの含有量［Ｍｇ］とが［Ｚｎ］≧－０．５［Ｍｇ］＋５．７５を満足する関係にあり、人工時効硬化処理後の０.２％耐力が４００ＭＰａ以上である、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の構造材用アルミニウム合金板。
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