(57)【要約】【課題】延性と強度とを従来よりも高い水準で両立することができる構造用アルミニウム合金板を提供する。【解決手段】構造用アルミニウム合金板は、Ｚｎ：２．０％（質量％、以下同じ）以上１２．０％以下、Ｍｇ：１．０％以上４．５％以下、Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下及びＺｒ：０．０１％以上０．３０％以下を含有し、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下及びＣｒ：０．３％以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有している。円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が１００個／ｍｍ2以下である。円相当直径５μｍ以上のポロシティが５０個／ｍｍ2以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｚｎ：２．０％（質量％、以下同じ）以上１２．０％以下、Ｍｇ：１．０％以上４．５％以下、Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下及びＺｒ：０．０１％以上０．３０％以下を含有し、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下及びＣｒ：０．３％以下に規制され、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が１００個／ｍｍ2以下であり、
円相当直径５μｍ以上のポロシティが５０個／ｍｍ2以下である、構造用アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｚｎ：７．０％（質量％、以下同じ）以上１２．０％以下、Ｍｇ：１．５％以上４．５％以下、Ｃｕ：１．０％以上３．０％以下及びＺｒ：０．０５％以上０．３０％以下である、請求項１に記載の構造用アルミニウム合金板。
【請求項３】
引張強さが６８０ＭＰａ以上であり、０．２％耐力が６２０ＭＰａ以上である、請求項２に記載の構造用アルミニウム合金板。
【請求項４】
Ｚｎ：２．０％（質量％、以下同じ）以上７．０％未満、Ｍｇ：１．５％以上４．５％以下、Ｃｕ：１．０％以上３．０％以下及びＺｒ：０．０５％以上０．３０％以下である、請求項１に記載の構造用アルミニウム合金板。
【請求項５】
引張強さが６００ＭＰａ以上であり、０．２％耐力が５５０ＭＰａ以上である、請求項４に記載の構造用アルミニウム合金板。
【請求項６】
破断伸びが１０％以上である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の構造用アルミニウム合金板。
【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板に関する。
【背景技術】
【０００２】
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板は、軽量かつ高強度であるため、例えば航空機、宇宙機あるいは車両等の分野において構造用材料として多用されている。近年では、これらの分野に用いられる構造材に更なる軽量化が要求されている。かかる要求に対応するため、アルミニウム合金板の強度をさらに高くする検討がなされている（例えば、特許文献１〜３）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第４２８５９１６号
【特許文献２】特許第４７１２１５９号
【特許文献３】特許第５０８３８１６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の内部には、η相（ＭｇＺｎ2）やＳ相（Ａｌ2ＣｕＭｇ）の晶出物や析出物が存在している。溶体化処理を行うことによりこれらの晶出物や析出物を分解し、Ｚｎ、Ｍｇ及びＣｕを母相中に固溶させることで、人工時効処理後に得られるアルミニウム合金板の強度を向上させることができる。
【０００５】
しかし、溶体化処理を行った場合、最終的に得られるアルミニウム合金板の強度が高くなる一方で、ポロシティが形成されるため、延性の低下を招くという問題がある。
【０００６】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、延性と強度とを従来よりも高い水準で両立することができる構造用アルミニウム合金板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）：２．０％（質量％、以下同じ）以上１２．０％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：１．０％以上４．５％以下、Ｃｕ（銅）：０．５％以上３．０％以下及びＺｒ（ジルコニウム）：０．０１％以上０．３０％以下を含有し、Ｓｉ（シリコン）：０．５％以下、Ｆｅ（鉄）：０．５％以下、Ｔｉ（チタン）：０．５％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．３％以下及びＣｒ（クロム）：０．３％以下に規制され、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が１００個／ｍｍ2以下であり、
円相当直径５μｍ以上のポロシティが５０個／ｍｍ2以下である、構造用アルミニウム合金板にある。
【発明の効果】
【０００８】
上記構造用アルミニウム合金板（以下、単に「アルミニウム板」という。）は、上記特定の範囲の化学成分を有するとともに、円相当直径５μｍ以上のη相粒子と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が上記特定の範囲に規制されている。上記η相粒子と上記Ｓ相粒子との合計が上記特定の範囲である上記アルミニウム板は、溶体化処理時にη相やＳ相が十分に分解されているため、溶体化処理後の母相中のＺｎ、Ｍｇ及びＣｕの固溶量を従来よりも多くすることができる。それ故、上記アルミニウム板は、従来のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板に比べて高い強度を容易に実現することができる。
【０００９】
また、上記アルミニウム板における上記ポロシティの数は、上記特定の範囲に規制されている。これにより、上記アルミニウム板は、高い強度を確保しつつ、従来のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金に比べて延性を向上させることができる。
【００１０】
このように、上記アルミニウム板は、強度と延性とを従来よりも高い水準で両立することができる。それ故、上記アルミニウム板は、例えば航空機、宇宙機及び車両等の構造材として好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
上記アルミニウム板における化学成分の限定理由について、以下に説明する。上記アルミニウム板は、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｒを必須成分として含有している。
【００１２】
（１）Ｚｎ（亜鉛）：２．０〜１２．０％
Ｚｎは、上記アルミニウム板の強度を向上させる作用を有する。Ｚｎの含有量を２．０％以上とすることにより、上記アルミニウム板の強度を向上させることができる。同様の観点から、Ｚｎの含有量は、７．０％以上であることが好ましく、８．０％以上であることがより好ましい。
【００１３】
Ｚｎの含有量が過度に多い場合には、Ｚｎ−Ｍｇ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｚｎの含有量は１２．０％以下とする。同様の観点から、Ｚｎの含有量を１１．０％以下とすることが好ましい。
【００１４】
（２）Ｍｇ（マグネシウム）：１．０〜４．５％
Ｍｇは、上記アルミニウム板の強度を向上させる作用を有する。Ｍｇの含有量を１．０％以上とすることにより、上記アルミニウム板の強度を向上させることができる。同様の観点から、Ｍｇの含有量を１．５％以上とすることが好ましい。
【００１５】
Ｍｇの含有量が過度に多い場合には、Ｚｎ−Ｍｇ系の晶出物や析出物、あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｍｇの含有量は４．５％以下とする。同様の観点から、Ｍｇの含有量を３．５％以下とすることが好ましい。
【００１６】
（３）Ｃｕ（銅）：０．５〜３．０％
Ｃｕは、上記アルミニウム板の強度を向上させる作用を有する。Ｃｕの含有量を０．５％以上とすることにより、上記アルミニウム板の強度を向上させることができる。同様の観点から、Ｃｕの含有量を１．０％以上とすることが好ましい。
【００１７】
Ｃｕの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｃｕ系の晶出物や析出物、あるいはＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系の晶出物や析出物が、アルミニウム板中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｃｕの含有量は３．０％以下とする。同様の観点から、Ｃｕの含有量を２．５％以下とすることが好ましい。
【００１８】
（４）Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０１〜０．３０％
Ｚｒは、溶体化処理時の再結晶を抑制することにより、上記アルミニウム板の強度を向上させる作用を有する。Ｚｒの含有量を０．０１％以上とすることにより、上記アルミニウム板の強度を向上させることができる。同様の観点から、Ｚｒの含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
【００１９】
Ｚｒの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｚｒ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｚｒの含有量は０．３０％以下とする。同様の観点から、Ｚｒの含有量は０．２０％以下であることが好ましい。
【００２０】
上記アルミニウム板は、任意成分として、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ及びＣｒを含んでいても良い。なお、これらの成分は、リサイクル材を用いて上記アルミニウム板を作製する際に混入する可能性がある。
【００２１】
（５）Ｓｉ（シリコン）：０．５％以下
Ｓｉの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物や析出物、あるいはＳｉ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｓｉの含有量は０．５％以下とする。同様の観点から、Ｓｉの含有量を０．４％以下に規制することが好ましい。
【００２２】
（６）Ｆｅ（鉄）：０．５％以下
Ｆｅの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物や析出物、あるいはＡｌ−Ｆｅ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｆｅの含有量は０．５％以下とする。同様の観点から、Ｆｅの含有量を０．３５％以下に規制することが好ましい。
【００２３】
（７）Ｔｉ（チタン）：０．５％以下
Ｔｉの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｔｉ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｔｉの含有量は０．５％以下とする。同様の観点から、Ｔｉの含有量を０．３５％以下に規制することが好ましい。
【００２４】
（８）Ｍｎ（マンガン）：０．３％以下
Ｍｎの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｍｎ系の晶出物や析出物、あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｍｎの含有量は０．３％以下とする。同様の観点から、Ｍｎの含有量を０．２％以下に規制することが好ましい。
【００２５】
（９）Ｃｒ（クロム）：０．３％以下
Ｃｒの含有量が過度に多い場合には、Ａｌ−Ｃｒ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成されるおそれがある。これらの析出物や晶出物は、上記アルミニウム板の延性を低下させるため、好ましくない。従って、上記アルミニウム板の延性の低下を回避する観点から、Ｃｒの含有量は０．３％以下とする。同様の観点から、Ｃｒの含有量を０．２％以下に規制することが好ましい。
【００２６】
（１０）η相粒子及びＳ相粒子
上記アルミニウム板における、円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計は１００個／ｍｍ2以下とする。溶体化処理時にη相やＳ相の晶出物や析出物を十分に分解することにより、上記η相粒子と上記Ｓ相粒子との合計を上記特定の範囲とすることができる。このようなアルミニウム板においては、溶体化処理後のＺｎ、Ｍｇ及びＣｕの固溶量を従来のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金よりも多くすることができる。それ故、人工時効処理後に従来よりも高い強度を有するアルミニウム板を得ることができる。人工時効処理後のアルミニウム板の強度をより高くする観点からは、円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が５０個／ｍｍ2以下であることが好ましい。
【００２７】
上記アルミニウム板における、円相当直径５μｍ以上のη相粒子と、円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子との合計が１００個／ｍｍ2を超える場合には、η相やＳ相の晶出物や析出物の分解が不十分であった可能性、または、ＺｎやＭｇ等の含有量が過度に多かった可能性のいずれかが考えられる。前者の場合、溶体化処理後のＺｎ、Ｍｇ及びＣｕの固溶量が少ないため、人工時効処理後のアルミニウム板の強度が低下するおそれがある。後者の場合には、母相中にη相やＳ相等の第二相が過度に多く形成されるため、延性が低下するおそれがある。
【００２８】
（１１）ポロシティ
上記アルミニウム板における、円相当直径５μｍ以上のポロシティは５０個／ｍｍ2以下とする。上記ポロシティの数を上記特定の範囲に規制することにより、上記アルミニウム板の延性を向上させることができる。
【００２９】
円相当直径５μｍ以上のポロシティが５０個／ｍｍ2を超える場合には、溶体化処理時に、η相やＳ相が急激に融解し、ポロシティが形成された可能性がある。この場合には、上記アルミニウム板の延性が低下するおそれがある。
【００３０】
上述したη相粒子、Ｓ相粒子、ポロシティの数の算出は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察した、圧延方向に平行な板断面（Ｌ−ＳＴ面）の二次電子像に基づいて行う。具体的には、上記アルミニウム板のＬ−ＳＴ面から無作為に選択した３箇所以上の測定位置において、倍率２００倍の二次電子像を取得する。また、二次電子像の取得と同時に、ＳＥＭ−ＥＤＳ（走査型電子顕微鏡−エネルギー分散型分光分析）により二次電子像中に存在する粒子の化学成分を同定し、η相粒子およびＳ相粒子を抽出する。次いで、二次電子像の画像解析を行い、二次電子像中に存在する全てのη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの円相当直径を算出する。そして、二次電子像中に存在する円相当直径５μｍ以上のη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの数を数え、１ｍｍ2当たりの個数に換算する。以上により、円相当直径５μｍ以上のη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの数を算出することができる。
【００３１】
上記アルミニウム板は、上記特定の化学成分を有するとともに、ポロシティの数を上記特定の範囲に規制することにより、１０％以上の破断伸びを容易に実現することができる。
【００３２】
また、上記アルミニウム板は、Ｚｎの含有量が多いほど高い強度を有する。例えば、Ｚｎ含有量が７．０％以上１２．０％以下であるアルミニウム板において、上記η相粒子の数と上記Ｓ相粒子の数との合計及びポロシティの数を上記特定の範囲に規制することにより、優れた延性を確保するとともに、６８０ＭＰａ以上の引張強さ及び６２０ＭＰａ以上の０．２％耐力を容易に実現することができる。
【００３３】
また、一般的な範囲の化学成分を有するＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金板においても、上記η相粒子の数と上記Ｓ相粒子の数との合計及びポロシティの数を上記特定の範囲とすることにより、優れた延性を確保しつつ、更に強度を向上させることができる。例えば、Ｚｎ含有量が２．０％以上７．０％未満であるアルミニウム板において、上記η相粒子の数と上記Ｓ相粒子の数との合計及びポロシティの数を上記特定の範囲とすることにより、優れた延性を確保するとともに、６００ＭＰａ以上の引張強さ及び５５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を容易に実現することができる。
【００３４】
上記アルミニウム板は、例えば、以下の製造方法により作製することができる。まず、上記特定の化学成分を有する鋳塊を準備した後、該鋳塊に、均質化処理及び熱間圧延を順次行い、熱間圧延板を作製する。均質化処理及び熱間圧延の条件は、公知の条件から適宜選択することができる。次に、溶体化処理を行うために上記熱間圧延板を加熱し、温度を上昇させる。このとき、熱間圧延板の温度が３００℃に達するまでは、どのような条件で温度を上昇させてもよい。
【００３５】
熱間圧延板の温度が３００℃に達した後、溶体化処理温度に到達するまでは、平均昇温速度が５〜２０℃／ｈの範囲内となるように加熱を行う。これにより、熱間圧延板の昇温中に、η相やＳ相を徐々に分解させることができる。その結果、η相やＳ相の急激な融解によるポロシティの形成を抑制することができる。
【００３６】
平均昇温速度が５℃／ｈ未満の場合には、粗大な結晶粒が生じやすくなる。この粗大な結晶粒は、アルミニウム板の強度低下を招くため、好ましくない。また、この場合には、溶体化処理温度に到達するまでの時間が過度に長くなるため、生産性の低下を招く。これらの問題を回避する観点から、上記平均昇温速度は５℃／ｈ以上とする。
【００３７】
一方、平均昇温速度が２０℃／ｈを超える場合には、熱間圧延板の昇温中に、η相やＳ相が急激に融解する。そして、融解によりη相やＳ相が消失した箇所にポロシティが形成されやすくなるため、上記アルミニウム板の延性の低下を招くおそれがある。
【００３８】
溶体化処理温度は、η相及びＳ相の融点近傍であることが好ましい。η相の融点は、通常４７０〜４８０℃程度であり、Ｓ相の融点は、通常４８５〜５００℃程度である。従って、溶体化処理温度を４７５〜５００℃の範囲内から選択することにより、η相及びＳ相の両方を分解し、母相中へのＺｎ、Ｍｇ及びＣｕの固溶量を多くすることができる。
【００３９】
溶体化処理温度が４７５℃未満の場合には、η相及びＳ相の分解が不十分となり、Ｚｎ、Ｍｇ及びＣｕの母相中への固溶量の低下を招くおそれがある。その結果、上記アルミニウム板の強度が低下するおそれがある。従って、η相及びＳ相を十分に分解し、Ｚｎ等の固溶量を多くする観点から、溶体化処理温度は４７５℃以上とする。同様の観点から、溶体化処理温度を４８０℃以上とすることがより好ましい。
【００４０】
溶体化処理温度が５００℃を超える場合には、溶体化処理温度が母相の固相線温度を超えるため、母相が部分的に溶解するおそれがある。この問題を回避するため、溶体化処理温度は５００℃以下とする。同様の観点から、溶体化処理温度を４９５℃以下とすることがより好ましい。
【００４１】
溶体化処理は、上記熱間圧延板の温度が上記溶体化処理温度に到達した後、その温度を０．５〜１０時間保持することにより行われる。溶体化処理における保持時間を上記特定の範囲とすることにより、η相及びＳ相の両方を十分に分解し、Ｚｎ、Ｍｇ及びＣｕの母相中への固溶量を多くすることができる。
【００４２】
保持時間が０．５時間未満の場合には、η相及びＳ相の分解が不十分となるため、Ｚｎ等の固溶量の低下を招くおそれがある。その結果、上記アルミニウム板の強度が低下するおそれがある。従って、η相及びＳ相を十分に分解させる観点から、保持時間は０．５時間以上とする。同様の観点から、保持時間を１時間以上とすることが好ましい。
【００４３】
保持時間が１０時間を超える場合には、粗大な結晶粒が生じやすくなる。また、この場合には、溶体化処理に要する時間が過度に長くなるため、生産性の低下を招く。これらの問題を回避する観点から、保持時間は１０時間以下とする。同様の観点から、保持時間を８時間以下とすることが好ましい。
【００４４】
溶体化処理を行った後、水焼入れ及び人工時効処理を順次行うことにより上記アルミニウム板を作製することができる。水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。
【実施例】
【００４５】
上記アルミニウム板の実施例を以下に説明する。なお、以下の実施例は本発明の一実施態様を示すものである。本発明に係るアルミニウム板の態様は、以下の実施例に限定されるものではなく、そ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。
（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、まず、表１に示す化学成分を有する各種のアルミニウム合金Ａ〜ＫをＤＣ鋳造により造塊し、厚さ５００ｍｍ、幅５００ｍｍの鋳塊を得た。なお、表１中における「Ｂａｌ．」は、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す。
【００４６】
これらの鋳塊を４７０℃の温度で１０時間加熱して均質化処理を行った。次いで、均質化処理後の鋳塊に熱間圧延を行い、板厚２０ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延は、鋳塊の温度が４００℃の状態で開始した。また、熱間圧延におけるひずみ速度は０．３ｓ-1とし、総圧下率は９６％とした。
【００４７】
次に、熱間圧延板を加熱して４８０℃まで昇温させた。熱間圧延板の加熱は、熱間圧延板の温度が３００℃に到達してから４８０℃に到達するまでの平均昇温速度が１０℃／ｈとなるように行った。
【００４８】
熱間圧延板の温度が４８０℃に到達した後、その温度を１時間保持して溶体化処理を行った。その後、熱間圧延板を水焼入れし、５０秒で７５℃以下まで冷却した。水焼入れを行った後、熱間圧延板を再度加熱し、１２０℃の温度を２４時間保持して人工時効処理を行った。以上により、表２に示す試験材１〜１１を得た。
【００４９】
以上により得られた試験材１〜１１について、円相当直径５μｍ以上のη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの数を以下の方法により算出した。まず、各試験材の圧延方向に平行な板断面（Ｌ−ＳＴ面）から無作為に選択した３箇所において、倍率２００倍の二次電子像を取得した。また、二次電子像の取得と同時に、ＳＥＭ−ＥＤＳにより二次電子像中に存在する粒子の化学成分を同定し、η相粒子およびＳ相粒子を抽出した。次いで、二次電子像の画像解析を行い、二次電子像中に存在する全てのη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの円相当直径を算出した。そして、二次電子像中に存在する円相当直径５μｍ以上のη相粒子、Ｓ相粒子及びポロシティの数を数え、１ｍｍ2当たりの個数に換算した。
【００５０】
各試験材における、円相当直径５μｍ以上のη相粒子の数と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子の数との合計及び円相当直径５μｍ以上のポロシティの数は、表２に示した通りであった。
【００５１】
また、試験材１〜１１について、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に規定された方法に準じて引張試験を行った。引張試験に用いた試験片は、引張方向が圧延方向と平行になるようにして各試験材から採取した。表２に、引張試験により得られた引張強さ、０．２％耐力及び破断伸びの値を示した。
【００５２】
【表１】
2017210649.tif 000002
【００５３】
【表２】
2017210649.tif 000003
【００５４】
表１及び表２に示したように、試験材１〜４、７、９及び１１は、上記特定の範囲の化学成分を有するとともに、円相当直径５μｍ以上のη相粒子の数と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子の数との合計及び円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲内であった。それ故、これらの試験材は、強度と延性とを高い水準で両立させることができた。
【００５５】
これらの試験材の中でも、Ｚｎ：７．０％以上、Ｍｇ：１．５％以上、Ｃｕ：１．０％以上及びＺｒ：０．０５％以上である試験材１〜４は、６８０ＭＰａ以上の引張強さ、６２０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び１０％以上の破断伸びを示し、優れた延性を確保しつつ、より高い強度を実現することができた。
【００５６】
試験材５、６及び８は、Ｚｎ、ＭｇまたはＣｕのいずれかの含有量が上記特定の範囲よりも多かったため、Ｚｎ、Ｍｇ及びＣｕの固溶量が多くなり、高い強度を示した。しかし、Ｚｎ等が過度に多くなった結果、溶体化処理において分解できなかったη相粒子やＳ相粒子が母相中に多数残留し、η相粒子とＳ相粒子との合計が上記特定の範囲よりも多くなった。その結果、破断伸びが上記特定の範囲を下回り、延性が不十分となった。
試験材１０は、Ｚｒの含有量が上記特定の範囲よりも多かったため、Ａｌ−Ｚｒ系の晶出物や析出物が、母相中に多量に形成された。その結果、破断伸びが上記特定の範囲を下回り、延性が不十分となった。
【００５７】
（実施例２）
本例は、Ｚｎ含有量が７．０％未満であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系アルミニウム合金板の例である。本例においては、表３に示す化学成分を有するアルミニウム合金Ｌ〜Ｖの鋳塊を作製した後、実施例１と同一の条件により均質化処理、熱間圧延、溶体化処理、水焼入れ及び人工時効処理を行った。以上により、表４に示す試験材１２〜２２を作製した。そして、実施例１と同様の方法によりη相粒子等の数の算出及び引張試験を行った。表４に、これらの結果を示した。なお、表３における「Ｂａｌ．」は、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）であることを示す。
【００５８】
【表３】
2017210649.tif 000004
【００５９】
【表４】
2017210649.tif 000005
【００６０】
試験材１２〜１６は、上記特定の範囲の化学成分を有するとともに、円相当直径５μｍ以上のη相粒子の数と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子の数との合計及び円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲内であった。それ故、これらの試験材は、６００ＭＰａ以上の引張強さ、５５０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び１０％以上の破断伸びを示し、強度と延性とを高い水準で両立させることができた。
【００６１】
試験材１７は、Ｚｎの含有量が上記特定の範囲よりも少なかった。そのため、６００ＭＰａ以上の引張強さ及び５５０ＭＰａ以上の０．２％耐力を達成することができず、強度が不十分となった。
試験材１８〜２２は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｔｉ、ＭｎまたはＣｒのうちいずれかの元素の含有量が多かったため、当該元素を含む晶出物や析出物が、母相中に多量に形成された。その結果、破断伸びが上記特定の範囲を下回り、延性が不十分となった。
【００６２】
（実施例３）
本例は、上記アルミニウム板の製造条件を種々変更した例である。本例においては、Ｚｎ：９．８％、Ｍｇ：２．４％、Ｃｕ：１．４％、Ｚｒ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｆｅ：０．１２％、Ｔｉ：０．０３％、Ｍｎ：０．０２％及びＣｒ：０．０１％を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる化学成分を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊し、厚さ５００ｍｍ、幅５００ｍｍの鋳塊を作製した。
【００６３】
得られた鋳塊に、実施例１と同様の条件により均質化処理及び熱間圧延を行い、厚さ２００ｍｍの熱間圧延板を作成した。次いで、この熱間圧延板を加熱し、溶体化処理を行った。３００℃に達してから溶体化処理温度に到達するまでの平均昇温速度、溶体化処理温度及び保持時間は、表５に示す通りとした。
【００６４】
その後、実施例１と同様の条件により、熱間圧延板の水焼入れ及び人工時効処理を行った。以上により、表５に示す試験材２３〜２７を作製した。これらの試験材について、実施例１と同様の方法により、η相粒子等の数の算出及び引張試験を行った。表５に、これらの結果を示した。
【００６５】
【表５】
2017210649.tif 000006
【００６６】
表５から理解できるように、試験材２３〜２６は、上記特定の範囲の化学成分を有するとともに、円相当直径５μｍ以上のη相粒子の数と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子の数との合計及び円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲内であった。それ故、これらの試験材は、６８０ＭＰａ以上の引張強さ、６２０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び１０％以上の破断伸びを示し、強度と延性とを高い水準で両立させることができた。
【００６７】
試験材２７は、溶体化処理温度に到達するまでの平均昇温速度が過度に大きかったため、η相及びＳ相の急激な融解を招いた。その結果、円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲よりも多くなり、延性が不十分となった。
【００６８】
（実施例４）
本例は、実施例３と同様に、上記アルミニウム板の製造条件を種々変更した例である。本例においては、Ｚｎ：９．９％、Ｍｇ：２．３％、Ｃｕ：１．５％、Ｚｒ：０．１４％、Ｓｉ：０．０６％、Ｆｅ：０．０５％、Ｔｉ：０．０３％、Ｍｎ：０．０１％及びＣｒ：０．０１％を含有し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる化学成分を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造により造塊し、厚さ１５０ｍｍ、幅１５０ｍｍの鋳塊を作製した。
【００６９】
これらの鋳塊を４７０℃の温度で１０時間加熱して均質化処理を行った。次いで、均質化処理後の鋳塊に熱間圧延を行い、板厚５ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延は、鋳塊の温度が４００℃の状態で開始した。また、熱間圧延におけるひずみ速度は０．３ｓ-1とし、総圧下率は９６．７％とした。
【００７０】
次いで、この熱間圧延板を加熱し、溶体化処理を行った。３００℃に達してから溶体化処理温度に到達するまでの平均昇温速度、溶体化処理温度及び保持時間は、表６に示す通りとした。
【００７１】
その後、実施例１と同様の条件により、熱間圧延板の水焼入れ及び人工時効処理を行った。以上により、表６に示す試験材２８〜３２を作製した。これらの試験材について、実施例１と同様の方法により、η相粒子等の数の算出及び引張試験を行った。表６に、これらの結果を示した。
【００７２】
【表６】
2017210649.tif 000007
【００７３】
表６から理解できるように、試験材２８〜３１は、上記特定の範囲の化学成分を有するとともに、円相当直径５μｍ以上のη相粒子の数と円相当直径５μｍ以上のＳ相粒子の数との合計及び円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲内であった。それ故、これらの試験材は、６８０ＭＰａ以上の引張強さ、６２０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び１０％以上の破断伸びを示し、強度と延性とを高い水準で両立させることができた。
【００７４】
試験材３２は、溶体化処理温度に到達するまでの平均昇温速度が過度に大きかったため、η相及びＳ相の急激な融解を招いた。その結果、円相当直径５μｍ以上のポロシティの数が上記特定の範囲よりも多くなり、延性が不十分となった。