(57)【要約】【課題】高い強度を有し、靭性に優れたアルミニウム合金材及びその製造方法を提供する。【解決手段】構造用アルミニウム合金材は、Ｚｎ：９．１〜１４．０質量％、Ｍｇ：２．０〜３．０質量％、Ｃｕ：１．０〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０８０〜０．２０質量％を含有するとともに、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％及びＣｒ：０．１０〜０．３０質量％のうち１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有している。結晶粒内に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計が５個／μｍ2以上である。破壊靭性値が１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：９．１〜１４．０質量％、Ｍｇ：２．０〜３．０質量％、Ｃｕ：１．０〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０８０〜０．２０質量％を含有するとともに、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％及びＣｒ：０．１０〜０．３０質量％のうち１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、
結晶粒内に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計が５個／μｍ2以上であり、
破壊靭性値が１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上である、構造用アルミニウム合金材。
【請求項２】
円相当直径１０μｍ以上のポロシティの体積率が０．５体積％以下である、請求項１に記載の構造用アルミニウム合金材。
【請求項３】
Ｚｎ：９．１〜１４．０質量％、Ｍｇ：２．０〜３．０質量％、Ｃｕ：１．０〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０８０〜０．２０質量％を含有するとともに、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％及びＣｒ：０．１０〜０．３０質量％のうち１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有する鋳塊を作製し、
３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの所要時間を２時間以上とし、かつ、４５０〜４９０℃の温度を５〜２０時間保持する条件で上記鋳塊を加熱して均質化処理を行い、
終了時の温度が３００℃以上となる条件で上記鋳塊に熱間加工を施して展伸材を作製し、
上記展伸材に溶体化処理、焼入れ及び人工時効処理を行う、構造用アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項４】
上記溶体化処理において、上記展伸材を４００〜４９０℃の温度まで加熱する、請求項３に記載の構造用アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、構造用アルミニウム合金材に関する。
【背景技術】
【０００２】
航空機、宇宙機あるいは車両等に使用される構造用材料は、運動性能の向上や燃費の向上の観点から、軽量かつ高強度であることが求められる。７０００系アルミニウム合金材は、金属材料の中でも比較的高い比強度を有しているため、上述した分野において、構造用材料として多用されている。
【０００３】
近年では、従来の７０００系アルミニウム合金材よりも更に強度の高いアルミニウム合金材が要求されている。この種のアルミニウム合金材として、例えば、特許文献１には、Ｚｎ及びＭｇの含有量を所定の範囲内とし、更に、Ｃｕ：１．０〜２．５質量％及びＺｒ：０．０８〜０．２０質量％を含有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ（アルミニウム−亜鉛−マグネシウム−銅）系アルミニウム合金材が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第５３４３３３３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、一般的に、材料の強度を高くすると、靭性が低下する傾向がある。従来の７０００系アルミニウム合金材よりも高い強度を有するアルミニウム合金材は、靭性に劣るため、構造用材料へ適用することが難しいのが現状である。
【０００６】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高い強度を有し、靭性に優れた構造用アルミニウム合金材及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の一態様は、Ｚｎ（亜鉛）：９．１〜１４．０質量％、Ｍｇ（マグネシウム）：２．０〜３．０質量％、Ｃｕ（銅）：１．０〜２．０質量％、Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０８０〜０．２０質量％を含有するとともに、Ｍｎ（マンガン）：０．２０〜１．００質量％及びＣｒ（クロム）：０．１０〜０．３０質量％のうち１種以上を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避不純物からなる化学成分を有し、
結晶粒内に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計が５個／μｍ2以上であり、
破壊靭性値が１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上である、構造用アルミニウム合金材にある。
【０００８】
本発明の他の態様は、Ｚｎ：９．１〜１４．０質量％、Ｍｇ：２．０〜３．０質量％、Ｃｕ：１．０〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０８０〜０．２０質量％を含有するとともに、Ｍｎ：０．２０〜１．００質量％及びＣｒ：０．１０〜０．３０質量％のうち１種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる化学成分を有する鋳塊を作製し、
３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの所要時間を２時間以上とし、かつ、４５０〜４９０℃の温度を５〜２０時間保持する条件で上記鋳塊を加熱して均質化処理を行い、
終了時の温度が３００℃以上となる条件で上記鋳塊に熱間加工を施して展伸材を作製し、
上記展伸材に溶体化処理、焼入れ及び人工時効処理を行う、構造用アルミニウム合金材の製造方法にある。
【発明の効果】
【０００９】
上記構造用アルミニウム合金材（以下、単に「アルミニウム材」という。）は、上記特定の範囲の化学成分を有しているため、従来の７０００系アルミニウム合金材よりも高い強度を実現することができる。
【００１０】
また、上記アルミニウム材における、結晶粒内に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計は５個／μｍ2以上である。上記特定の大きさのＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物は、上記アルミニウム材に亀裂が生じた際に、亀裂の進展を妨げる作用を有する。上記アルミニウム材中の上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物との合計を５個／μｍ2以上とすることにより、従来の７０００系アルミニウム合金材よりも高い強度を実現し、かつ、靭性を向上させることができる。
【００１１】
そして、上記アルミニウム材は、少なくとも、化学成分を上記特定の範囲とした上で、更に結晶粒中のＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物の数との合計を上記特定の範囲とすることにより、１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上の破壊靭性値を容易に実現することができる。その結果、強度が高く、靭性に優れたアルミニウム材を容易に得ることができる。
【００１２】
また、上記の態様のアルミニウム材の製造方法によれば、強度が高く、靭性に優れた上記アルミニウム材を容易に作製することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
上記アルミニウム材における化学成分等の限定理由について、以下に説明する。
【００１４】
・Ｚｎ（亜鉛）：９．１〜１４．０質量％
Ｚｎは、ＭｇやＣｕと結合してＧＰゾーン等の相や微細な金属間化合物を形成し、アルミニウム材の強度を向上させる作用を有している。Ｚｎの含有量を９．１質量％以上とすることにより、７００ＭＰａ以上の引張強さを容易に実現することができる。Ｚｎの含有量が９．１質量％未満の場合には、Ｚｎが不足するため、アルミニウム材の強度の低下を招くおそれがある。
【００１５】
一方、Ｚｎの含有量が１４．０質量％を超えると、Ｍｇ及びＣｕの固溶限が低下するため、粗大な金属間化合物が生成する。その結果、ＧＰゾーン等の相や微細な金属間化合物の量が少なくなり、かえってアルミニウム材の強度の低下を招くおそれがある。かかる問題を回避する観点から、Ｚｎの含有量は１４．０質量％以下とする。同様の観点から、Ｚｎの含有量を１２．０質量％以下とすることが好ましく、１１．０質量％以下とすることがより好ましい。
・Ｍｇ（マグネシウム）：２．０〜３．０質量％
Ｍｇは、ＺｎやＣｕと結合してＧＰゾーンや微細な金属間化合物を形成し、アルミニウム材の強度を向上させる作用を有している。Ｍｇの含有量を２．０質量％以上とすることにより、７００ＭＰａ以上の引張強さを容易に実現することができる。Ｍｇの含有量が２．０質量％未満の場合には、Ｍｇが不足するため、アルミニウム材の強度の低下を招くおそれがある。アルミニウム材の強度をより向上させる観点からは、Ｍｇの含有量を２．３質量％以上とすることが好ましい。
【００１６】
一方、Ｍｇの含有量が３．０質量％を超えると、アルミニウム材の耐応力腐食割れ性（以下、「耐ＳＣＣ性」という。）の低下を招くおそれがある。かかる問題を回避する観点から、Ｍｇの含有量は３．０質量％以下とする。同様の観点から、Ｍｇの含有量を２．７質量％以下とすることが好ましい。
【００１７】
・Ｃｕ（銅）：１．０〜２．０質量％
Ｃｕは、ＺｎやＭｇと結合してＧＰゾーンや微細な金属間化合物を形成し、アルミニウム材の強度を向上させる作用を有している。Ｃｕの含有量を１．０質量％以上とすることにより、７００ＭＰａ以上の引張強さを容易に実現することができる。Ｃｕの含有量が１．０質量％未満の場合には、Ｃｕが不足するため、アルミニウム材の強度の低下を招くおそれがある。アルミニウム材の強度をより向上させる観点からは、Ｃｕの含有量を１．３質量％以上とすることが好ましい。
【００１８】
一方、Ｃｕの含有量が２．０質量％を超えると、アルミニウム材の耐ＳＣＣ性の低下を招くおそれがある。かかる問題を回避する観点から、Ｃｕの含有量は２．０質量％以下とする。同様の観点から、Ｃｕの含有量を１．７質量％以下とすることが好ましい。
【００１９】
・Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０８０〜０．２０質量％
Ｚｒは、熱間加工中の再結晶を抑制し、アルミニウム材の組織を亜結晶組織にする作用を有する。Ｚｒの含有量を０．０８０質量％以上とすることにより、アルミニウム材の組織を亜結晶組織にし、アルミニウム材の強度及び耐ＳＣＣを向上させることができる。
【００２０】
Ｚｒの含有量が０．０８０質量％未満の場合には、熱間加工中に再結晶が起こりやすくなる。そして、再結晶が起きると、アルミニウム材の強度及び耐ＳＣＣ性の低下を招くおそれがある。従って、熱間加工中の再結晶を抑制する観点から、Ｚｒの含有量は０．０８０質量％以上とする。熱間加工中の再結晶をより効果的に抑制する観点からは、Ｚｒの含有量を０．０９０質量％以上とすることが好ましい。
【００２１】
Ｚｒの含有量が０．２０質量％を超える場合には、アルミニウム材を鋳造する際に、粗大な晶出物が形成されやすい。そして、鋳塊中に粗大な晶出物が存在すると、靭性の低下を招く。それ故、破壊靭性を高くする観点から、Ｚｒの含有量は０．２０質量％以下とする。同様の観点から、Ｚｒの含有量は０．１６質量％以下とすることが好ましい。
【００２２】
・Ｍｎ（マンガン）：０．２０〜１．０質量％、Ｃｒ（クロム）：０．１０〜０．３０質量％
上記アルミニウム材は、Ｍｎ及びＣｒのうち１種以上を含有している。Ｍｎの含有量を上記特定の範囲とすることにより、アルミニウム材の結晶粒の内部に長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物を析出させることができる。同様に、Ｃｒの含有量を上記特定の範囲とすることにより、アルミニウム材の結晶粒の内部に長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物を析出させることができる。その結果、アルミニウム材の靭性を高めることができる。
【００２３】
Ｍｎの含有量及びＣｒの含有量の両方が上記特定の範囲よりも少ない場合には、アルミニウム材の結晶粒の内部に析出するＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物の数が少なくなり、破壊靭性の低下を招くおそれがある。一方、Ｍｎの含有量及びＣｒの含有量のうち少なくとも一方が上記特定の範囲よりも多い場合には、アルミニウム材の鋳造時に、鋳塊中に粗大な晶出物が形成され、靭性の低下を招くおそれがある。
【００２４】
上記アルミニウム材には、上述したＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｃｒ以外に、Ｔｉ（チタン）、Ｂ（ホウ素）、Ｆｅ（鉄）、Ｓｉ（シリコン）等の元素が含まれることがある。
【００２５】
・Ｔｉ（チタン）：０質量％超え０．１５質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０質量ｐｐｍ超え５０質量ｐｐｍ以下
Ｔｉ及びＢは、鋳造時における鋳塊組織を微細化する作用を有する。Ｔｉの含有量を上記特定の範囲とすることにより、鋳塊組織を微細化し、鋳造割れをより効果的に抑制することができる。同様に、Ｂの含有量を上記特定の範囲とすることにより、鋳塊組織を微細化し、鋳造割れをより効果的に抑制することができる。
【００２６】
Ｔｉの含有量及びＢの含有量のうち少なくとも一方が上記特定の範囲を超える場合には、アルミニウム材中に粗大な金属間化合物が形成され、靭性の低下を招くおそれがある。粗大な金属間化合物の形成をより確実に抑制する観点からは、Ｔｉの含有量を０．１０質量％以下、Ｂの含有を２０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
【００２７】
・Ｆｅ（鉄）：０．４０質量％以下、Ｓｉ（シリコン）：０．３０質量％以下
Ｆｅ及びＳｉは、純度の低い地金やリサイクル材を原料として使用する場合に、アルミニウム材中に含まれ得る。これらの元素の含有量が過度に多い場合には、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物が形成されるため、アルミニウム材の靭性の低下を招くおそれがある。しかし、これらの元素の含有量を低減しようとすると、高純度の地金を原料として使用する必要があり、原料コストの増大を招くおそれがある。従って、原料コストの増大を抑制しつつ高い靭性を得る観点から、Ｆｅの含有量は０．４０質量％以下、Ｓｉの含有量は０．３０質量％以下とすることが好ましい。
【００２８】
・長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計：５個／μｍ2以以上
上記アルミニウム材における、結晶粒の内部に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物との合計は５個／μｍ2以上である。上記特定の大きさのＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物は、亀裂の進展を妨げる作用を有している。これらの化合物の合計を５個／μｍ2以上とすることにより、１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上の破壊靭性値を容易に実現し、靭性に優れたアルミニウム材を得ることができる。
【００２９】
これらの化合物の合計が５個／μｍ2未満の場合には、亀裂の進展を妨げる効果が低くなり、靭性の低下を招くおそれがある。アルミニウム材の靭性を向上させる観点からはこれらの化合物の合計数が多いほど好ましいが、上記特定の化学成分及び製造条件の範囲では、通常、これらの化合物の合計の上限は５０個／μｍ2である。
【００３０】
・破壊靭性値：１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上
上記アルミニウム材は、上記特定の化学成分を有するとともに、結晶粒の内部に、長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物と、長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物とを合計で５個／μｍ2以上有することにより、１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上の破壊靭性値を容易に実現することができる。
【００３１】
・引張強さ：７００ＭＰａ以上
上記アルミニウム材の引張強さは、７００ＭＰａ以上であることが好ましい。この場合には、強度と靭性との両方に優れたアルミニウム材を得ることができる。上記特定の範囲の引張強さを有するアルミニウム材は、例えば、調質をＴ６やＴ７７とすることにより、容易に得ることができる。
【００３２】
・円相当直径１０μｍ以上のポロシティ：０．５体積％以下
上記アルミニウム材中には、熱処理における局部溶解や水素原子の移動及び集積等の原因により、ポロシティが形成されることがある。円相当直径１０μｍ以上のポロシティの体積率が過度に多くなると、ポロシティが亀裂の伝播経路となり、靭性の低下を招くおそれがある。かかる問題を回避する観点から、円相当直径１０μｍ以上のポロシティの体積率を０．５体積％以下とすることが好ましい。
【００３３】
上記アルミニウム材の作成方法としては、上記特定の化学成分を有する鋳塊を作製した後、この鋳塊に、均質化処理、熱間加工、溶体化処理、焼入れ、人工時効処理を順次行う方法を採用することができる。
【００３４】
鋳塊の作製には、連続鋳造法、半連続鋳造法等の公知の鋳造法を採用することができる。鋳塊を作製する際、アルミニウム合金の溶湯中に溶存しているガスの量を、アルミニウム１００ｇあたり０．１５ｍＬ以下にすることが好ましい。このように、溶湯中のガスを十分に低減することにより、上記アルミニウム材中のポロシティの体積率を低減することができる。
【００３５】
次に、得られた鋳塊を加熱して均質化処理を行う。均質化処理においては、３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの所要時間を２時間以上とし、かつ、４５０〜４９０℃の温度を５〜２０時間保持する条件で鋳塊の加熱を行う。鋳塊の加熱を開始し、温度が３００℃に到達すると、結晶粒の内部に、Ｍｎ含有化合物やＣｒ含有化合物の析出核が形成される。鋳塊の温度が４００℃を超えると、析出核の数の増加が止まり、析出核への析出物の成長が開始される。
【００３６】
鋳塊の温度が３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの所要時間が２時間以上である場合には、Ｍｎ含有化合物やＣｒ含有化合物の析出核を微細かつ高密度に形成することができる。それ故、この場合には、多数の析出核を結晶粒中に均一に分散させることができる。その結果、上記アルミニウム材の結晶粒中に、長径５０〜２００ｎｍのＭｎ含有化合物と長径５０〜２００ｎｍのＣｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させ、靭性に優れたアルミニウム材を得ることができる。
【００３７】
上記所要時間が２時間未満の場合には、上述した析出核が比較的粗大になるとともに、結晶粒中の析出核の位置に偏りが生じやすくなる。その結果、上記アルミニウム材の結晶粒中に上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることが難しくなり、靭性の低下を招くおそれがある。なお、上記所要時間の上限は特に限定されないが、生産性の観点からは、７時間以下とすることが好ましい。
【００３８】
また、鋳塊の温度を４５０〜４９０℃で５〜２０時間保持することにより、上述した析出核への金属間化合物の成長を十分に行うことができる。その結果、上記アルミニウム材の結晶粒中に上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させ、優れた靭性を有するアルミニウム材を得ることができる。
【００３９】
保持温度が４５０℃未満、または、保持時間が５時間未満の場合には、析出核への金属間化合物の生成及び成長が不十分となり、上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることが難しくなるおそれがある。また、この場合には、鋳造時の化学成分の偏析が十分に除去できず、均質化が不十分となるおそれもある。それ故、保持温度が４５０℃未満、または、保持時間が５時間未満の場合には、アルミニウム材の靭性が低下するおそれがある。
【００４０】
保持温度が４９０℃を超える場合には、鋳塊の局部溶解により、アルミニウム材中に形成されるポロシティの体積率が増大するおそれがある。その結果、アルミニウム材の靭性の低下を招くおそれがある。また、保持時間が２０時間を超える場合には、アルミニウム材中に存在するＺｒ系化合物が凝集し、微細なＺｒ系化合物の量が減少するおそれがある。その結果、Ｚｒによる再結晶の抑制効果が低下し、アルミニウム材の強度及び耐ＳＣＣ性の低下を招くおそれがある。
【００４１】
均質化処理を行った後、加工後の温度が３００℃以上となる条件で上記鋳塊に熱間加工を行い、展伸材を作製する。熱間加工としては、例えば、熱間圧延、熱間押出または熱間鍛造等の公知の加工法を採用することができる。加工後の温度が３００℃未満の場合には、後に行う溶体化処理において再結晶が起こるおそれがあり、強度や耐ＳＣＣ性の低下を招くおそれがある。なお、上述した「加工後の温度」とは、展伸材の表面温度をいう。展伸材の内部の温度は、通常、展伸材表面の温度よりも高い。
【００４２】
熱間加工後の展伸材に溶体化処理、焼入れ、人工時効処理を順次行うことにより、上記アルミニウム材を得ることができる。ここで、熱間加工の後、溶体化処理を行う前に、必要に応じて脱ガス処理を行ってもよい。脱ガス処理としては、例えば、上記展伸材を真空加熱炉内で４００〜４９０℃の温度で加熱する条件を採用することができる。展伸材に脱ガス処理を行うことにより、展伸材中に含まれる水素量をより低減し、ポロシティの形成をより効果的に抑制することができる。
【００４３】
溶体化処理、焼入れ及び人工時効処理の条件は、公知の条件から適宜選択することができる。溶体化処理においては、展伸材中のＺｎ、Ｍｇ、Ｃｕを固溶させることができる条件で展伸材を加熱することが好ましい。具体的には、溶体化処理における加熱温度は、４００〜４９０℃であることが好ましい。また、焼入れ媒体としては、水、温水、油、グリコール系ポリマーの水溶液等を採用することができる。
【００４４】
人工時効処理における処理条件は、公知の条件範囲から所望の質別に応じて適宜選択することができる。耐ＳＣＣ性に優れたアルミニウム材を得ようとする場合には、人工時効処理において、過時効処理や復元再時効（ＲＲＡ）処理を施すことが好ましい。
【実施例】
【００４５】
上記アルミニウム材及びその製造方法の実施例を説明する。なお、本発明に係るアルミニウム材及びその製造方法の具体的な態様は以下の実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲において適宜構成を変更することができる。
【００４６】
（実施例１）
本例は、化学成分を種々変更して作製したアルミニウム板の例である。本例においては、表１に示す化学成分を有するアルミニウム合金（合金記号Ａ〜Ｖ）の溶湯にアルゴンガスによる脱水素ガス処理を行った後、ＤＣ鋳造により厚さ１５０ｍｍ、幅５００ｍｍ、長さ５００ｍｍの鋳塊を作製した。なお、表１中における「Ｂａｌ．」は、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す。
【００４７】
次に、大気炉を用いて鋳塊を加熱し、均質化処理を行った。均質化処理における加熱開始時の温度は３００℃以下、昇温速度は４０℃／時間、昇温完了時の温度は４６５℃とした。また、昇温が完了した後、４６５℃の温度を１０時間保持した。即ち、本例においては、３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの所要時間が２．５時間となり、かつ、４５０〜４９０℃の温度で１０．４時間保持する加熱条件で均質化処理を実施した。
【００４８】
１０時間の保持が完了した後、鋳塊を大気炉外に静置して室温まで冷却した。その後、厚み方向における鋳塊の両面を１５ｍｍずつ面削した。
【００４９】
次に、大気炉を用いて鋳塊を４２０℃まで加熱した。この鋳塊に熱間圧延を行い、厚み１５ｍｍの展伸材を得た。熱間圧延には電熱ヒータが内蔵された圧延ロールを有する熱間圧延機を使用し、圧延ロールの表面温度が３３０〜３７０℃の範囲内となるようにして熱間圧延を実施した。これにより、熱間圧延中の鋳塊の表面温度は３００℃以上となった。また、熱間圧延後の表面の温度は３００℃以上であった。
【００５０】
大気炉を用いて得られた展伸材を加熱し、溶体化処理を行った。溶体化処理の加熱条件は、加熱温度４７０℃、保持時間１時間とした。溶体化処理の後、展伸材を水焼入れした。
【００５１】
その後、大気炉を用いて展伸材を加熱し、人工時効処理を行った。本例においては、人工時効処理として、ＲＲＡ処理を採用した。具体的には、展伸材を１２０℃の温度で２４時間加熱する第１ステップと、１８０℃の温度で９０分加熱する第２ステップと、１２０℃の温度で２４時間加熱する第３ステップとを順次実施した。以上により、調質がＴ７７であるアルミニウム合金材（表２、試験材１〜２１）を得た。
【００５２】
以上により得られた試験材１〜２１について、以下の各項目の評価を実施した。
【００５３】
・Ｍｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物の個数
試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から、厚さ０．５〜１．０ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの小片を採取した。耐水研磨紙を用いて厚さが０．２ｍｍ以下となるまでこの小片を研磨した後、ツインジェット電解研磨法により電解研磨を行い、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察用の試料を作製した。ＴＥＭを用いて倍率２万倍でこの試料の組織を観察し、視野内に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物の数を計数した。各試験材における、長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物の数と長径２０〜５００ｎｍのＣｒ含有化合物の数との合計（個／μｍ2）は表２に示した通りであった。
【００５４】
・ポロシティの体積率
試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から厚さ０．３ｍｍ、幅０．３ｍｍ、長さ１５ｍｍの小片を採取し、Ｘ線マイクロＣＴを用いてこの小片を走査した。そして、得られた３次元イメージに基づいて、小片内部に存在する長径１０μｍ以上のポロシティの体積率を算出した。各試験材における円相当直径１０μｍ以上のポロシティの体積率（体積％）は、表２に示した通りであった。なお、本例において使用したＸ線マイクロＣＴでは円相当直径１０μｍ未満のポロシティを検出することができなかった。
【００５５】
・引張強さ、耐力、伸び
ＪＩＳ  Ｚ２２４１の規定に準じた方法により、各試験材について引張試験を実施した。具体的には、試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から、長手方向が圧延方向と平行になるように１４Ａ号試験片を採取した。試験片の平行部の直径は６ｍｍとし、標点距離は３０ｍｍとした。そして、室温下において、この試験片を用いて引張試験を実施した。引張試験の結果に基づいて算出した引張強さ、耐力及び伸びの値は、表２に示した通りであった。
【００５６】
本例における試験材の調質はＴ７７であるため、均質化処理、溶体化処理及び人工時効処理等を適切な処理条件で行うことにより、７００ＭＰａ以上の引張強さを有する試験材を得ることができる。従って、引張強さの評価においては、引張強さが７００ＭＰａ以上の場合に高い強度を有しているため合格と判定し、引張強さが７００ＭＰａ未満の場合に強度が低いため不合格と判定した。
【００５７】
・破壊靭性値
ＡＳＴＭ  Ｅ３９９−１２ｅ２の規定に準じた方法により、各試験材について破壊靭性試験を実施した。具体的には、試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から、応力負荷方向が試験材の板幅方向（ＬＴ方向）となり、かつ、亀裂進展方向が板材の圧延方向（Ｌ方向）と平行になるようにしてＣＴ試験片を採取した。ＣＴ試験片の厚さは１２．７ｍｍ、幅は３０．５ｍｍ、長さは３１．７５ｍｍとした。そして、室温下において、ＣＴ試験片を用いて破壊靭性試験を実施した。破壊靭性試験の結果に基づいて算出した破壊靭性値は、表２に示した通りであった。
【００５８】
・耐ＳＣＣ性
ＪＩＳ  Ｈ８７１１：２０００の規定に準じた方法により、各試験材について応力腐食割れ試験を実施した。具体的には、試験材の圧延方向に垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）における中央部から、応力負荷方向が試験材の板幅方向（ＬＴ方向）と平行になるようにして、丸棒形状の引張試験片を採取した。試験片の平行部の直径は２．９ｍｍとし、長さは１１ｍｍとした。
【００５９】
この試験片に対して耐力の７０％の引張応力を負荷し、試験片が破断するか、または破断せずに７２０時間経過するまで応力腐食割れ試験を継続した。試験片が破断することなく７２０時間経過した場合には、表２の「耐ＳＣＣ性」の欄に記号「Ａ」を記載し、７２０時間経過する前に試験体が破断した場合には、同欄に記号「Ｂ」を記載した。なお、試験液としては３．５％の塩化ナトリウム水溶液を使用した。また、試験液への試験片の浸漬方法としては、試験液中に１０分間浸漬した後、試験片を試験液から引き上げて５０分間乾燥させるサイクルを繰り返す交互浸漬法を採用した。
【００６０】
【表１】
2018135579.tif 000002
【００６１】
【表２】
2018135579.tif 000003
【００６２】
表１に示したように、試験材１〜１１は、化学成分が上記特定の範囲内である合金Ａ〜Ｋより構成されている。また、試験材１〜１１は、結晶粒中に存在する長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物とＣｒ含有化合物との合計が５個／μｍ2以上であった。そのため、これらの試験材は、引張強さが７００ＭＰａ以上かつ破壊靭性値が１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上となった。
【００６３】
一方、試験材１２を構成する合金Ｌは、Ｚｎの含有量が上記特定の範囲よりも少なかった。また、試験材１３を構成する合金Ｍは、Ｚｎの含有量が上記特定の範囲よりも多かった。そのため、これらの試験材の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。
試験材１４を構成する合金Ｎは、Ｍｇの含有量が上記特定の範囲よりも少なかった。そのため、試験材１４の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。
試験材１５を構成する合金Ｏは、Ｍｇの含有量が上記特定の範囲よりも多かった。そのため、試験材１５の応力腐食割れ試験において、７２０時間を経過する前に試験片が破断した。
【００６４】
試験材１６を構成する合金Ｐは、Ｃｕの含有量が上記特定の範囲よりも少なかった。そのため、試験材１６の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。
試験材１７を構成する合金Ｑは、Ｃｕの含有量が上記特定の範囲よりも多かった。そのため、試験材１７の応力腐食割れ試験において、７２０時間を経過する前に試験片が破断した。
【００６５】
試験材１８を構成する合金Ｒは、Ｍｎ及びＣｒのいずれも含有していなかったため、結晶粒中にＭｎ含有化合物及びＣｒ含有化合物が析出しなかった。その結果、試験材１８の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
試験材１９を構成する合金Ｓは、Ｚｒの含有量が上記特定の範囲よりも少なかった。そのため、試験材１９の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。また、試験材１９の応力腐食割れ試験において、７２０時間を経過する前に試験片が破断した。
【００６６】
試験材２０を構成する合金Ｔ、試験材２１を構成する合金Ｕ、試験材２２を構成する合金Ｖは、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉ及びＢのうち１種以上の含有量が上記特定の範囲よりも多かった。そのため、これらの試験材の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
【００６７】
このように、化学成分を上記特定の範囲内とし、かつ、上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物との合計を合計が５個／μｍ2以上とすることにより、７００ＭＰａ以上の引張強さ及び１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上の破壊靭性値を備えたアルミニウム材を得ることができる。そして、上記アルミニウム材は、従来の７０００系アルミニウム合金材よりも高い強度と優れた靭性とを両立させることができる。
【００６８】
また、試験材１〜１１は、応力腐食割れ試験において７２０時間経過後に試験片が破断せず、優れた耐ＳＣＣ性を示した。それ故、上記アルミニウム材は、高い強度と優れた靭性とを両立させただけではなく、耐ＳＣＣ性にも優れており、構造材として好適であることが理解できる。
【００６９】
（実施例２）
本例は、上記アルミニウム材の製造条件を種々変更した例である。本例においては、合金Ｂ（表１参照）を用い、均質化処理における昇温速度、保持温度、保持時間及び熱間圧延終了時の展伸材の表面温度を表３に示すように変更した以外は、実施例１と同様の手順によりアルミニウム材（表３〜表４、試験材２３〜３５）を作製した。なお、表３中の「所要時間」の欄には、各条件における、鋳塊の温度が３００℃に到達してから４００℃に到達するまでの時間を記載した。
【００７０】
得られた試験材２３〜３５について、実施例１と同様の評価を行った。評価結果は表４に示した通りであった。
【００７１】
【表３】
2018135579.tif 000004
【００７２】
【表４】
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【００７３】
表３及び表４に示したように、試験材２３〜２８は、均質化処理における加熱条件が上記特定の範囲内であったため、結晶粒中に、長径２０〜５００ｎｍのＭｎ含有化合物とＣｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることができた。また、これらの試験材は、引張強さが７００ＭＰａ以上かつ破壊靭性値が１８．７ＭＰａ・ｍ1/2以上となった。
【００７４】
一方、試験材２９は、３００℃に到達してから４００℃に到達する前の所要時間が２時間未満となったため、結晶粒中に、上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることができなかった。それ故、試験材２９の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
【００７５】
試験材３０は、均質化処理における保持温度が４５０℃未満であったため、結晶粒中に、上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることができなかった。それ故、試験材３０の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
試験材３１は、試験材３０よりも保持温度が高かったため、結晶粒中に上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることができた。しかし、試験材３１の均質化処理における保持温度は４５０℃未満であったため、均質化が不十分となった。それ故、試験材３１の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
【００７６】
試験材３２は、均質化処理における保持温度が４９０℃を超えたため、鋳塊の局部溶解が発生し、ポロシティの体積率が増大した。これにより、試験材３２の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
【００７７】
試験材３３は、均質化処理における保持時間が５時間未満であったため、結晶粒中に、上記Ｍｎ含有化合物と上記Ｃｒ含有化合物とを合計５個／μｍ2以上析出させることができなかった。それ故、試験材３３の破壊靭性値は１８．７ＭＰａ・ｍ1/2未満となった。
試験材３４は、均質化処理における保持時間が２０時間を超えたため、溶体化処理において再結晶が起こった。これにより、試験材３４の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。また、試験材３４の応力腐食割れ試験において、７２０時間を経過する前に試験片が破断した。
【００７８】
試験材３５は、熱間圧延終了時の展伸材の表面温度が３００℃未満であったため、溶体化処理において再結晶が起こった。これにより、試験材３５の引張強さは７００ＭＰａ未満となった。また、試験材３５の応力腐食割れ試験において、７２０時間を経過する前に試験片が破断した。
【００７９】
（実施例３）
本例は、熱間押出によりアルミニウム材を作製する方法の例である。本例においては、合金Ｂ（表１参照）の溶湯にアルゴンガスによる脱水素ガス処理を行った後、ＤＣ鋳造により直径２５４ｍｍ、長さ６５０ｍｍの円柱状の鋳塊を作製した。大気炉を用いて鋳塊を加熱し、均質化処理を行った。均質化処理における加熱開始時の温度は３００℃以下、昇温速度は４０℃／時間、昇温完了時の温度は４６５℃とした。また、昇温が完了した後、４６５℃の温度を１０時間保持した。１０時間の保持が完了した後、鋳塊を大気炉外に静置して室温まで冷却した。
【００８０】
次に、誘導加熱炉を用いて鋳塊を５分間かけて４５０℃まで加熱した。直接押出機を用い、押出側の押出速度が０．５ｍ／分となる条件で熱間押出を行い、厚み１５ｍｍ、幅１００ｍｍの平板状の展伸材を得た。熱間押出後の展伸材の表面温度は４２５〜４４３℃の範囲であった。
【００８１】
その後、実施例１と同様の手順で溶体化処理、水焼入れ及び人工時効処理を順次行い、アルミニウム材（表５、試験材３６）を得た。得られた試験材３６について、実施例１と同様の評価を行った。評価結果は表５に示した通りであった。
【００８２】
【表５】
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【００８３】
本例に示したように、均質化処理及び熱間加工の処理条件が上記特定の範囲内であれば、熱間加工として、熱間圧延、熱間押出及び熱間鍛造等の公知の方法を採用することができる。