(57)【要約】【課題】６０００系アルミニウム合金板を成形素材とする圧壊特性を向上させた構造部材と、その製造方法を提供する。【解決手段】常法によって製造された、特定組成の６０００系アルミニウム合金板を素材として用いても、これに冷間加工でひずみを高めに付与することで、人工時効処理後の構造部材表面のＸ線回折により測定された平均転位密度を高くして、強度とともに、ＶＤＡ曲げ試験にて評価される自動車の衝突時における圧壊特性を向上させる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金構造部材であって、この構造部材表面のＸ線回折により測定された転位密度が平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２であることを特徴とする圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、熱フェノール残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｃｕ量が０．０５〜１．０％である、請求項１に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１または２に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項４】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材。
【請求項５】
質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を各々含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、均熱処理後に圧延して板となし、更に、この板を溶体化および焼入れ処理した後に、冷間加工によって、ひずみを５〜２０％の範囲で付与しつつ、構造部材に成形した上で、人工時効処理することによって、この人工時効処理後の構造部材表面のＸ線回折により測定された転位密度を平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２とすることを特徴とする、圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、熱フェノール残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｃｕ量が０．０５〜１．０％である、請求項５に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項７】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有する請求項５または６に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項８】
前記アルミニウム合金構造部材が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有する請求項５〜７のいずれか１項に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項９】
前記ひずみの付与を前記板の構造部材への前記成形時に行う請求項５〜８のいずれか１項に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法。
【請求項１０】
質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる構造部材用アルミニウム合金板であって、前記構造部材用途を模擬して、この板を５５０℃の温度で３０秒保持する溶体化処理をした後、直ちに室温までの平均冷却速度を３０℃／ｓで水冷し、この冷却直後に直ちに１００℃で５時間保持する予備時効処理を行い、その後引張試験機によるひずみを１０％付与した後で、更に２１０℃×３０分の人工時効処理を施した際の組織として、この板表面のＸ線回折により測定された転位密度が平均で３．０×１０１４ 〜８．０×１０１４ ｍ-２であることを特徴とする圧壊特性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項１１】
前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、熱フェノール残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｃｕ量が０．０５〜１．０％である、請求項１０に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項１２】
前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１０または１１に記載の圧壊特性に優れたアルミニウム合金板。
【請求項１３】
前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を含有する請求項１０〜１２のいずれか１項に記載の圧壊特性に優れた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、６０００系アルミニウム合金板（圧延板）を成形素材とする構造部材であって、圧壊特性（衝撃吸収性）に優れたアルミニウム合金構造部材およびその製造方法、アルミニウム合金板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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、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、これら自動車構造部材には、前記自動車パネル材に比べて、素材板の更なる高強度化や、車体衝突時の衝撃吸収性や乗員の保護にもつながる、圧壊性（耐圧壊性、圧壊特性）を新たな特性として付与することが必要である。
【０００４】
前記自動車構造部材のうちの、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。これに対して、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、前記した７０００系アルミニウム合金は、圧延板としては、その高合金ゆえの作りにくさがあり、これまであまり実用化されていない。
【０００５】
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、前記７０００系よりも低合金であるがゆえに作りやすい、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、従来から、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。
【０００６】
ただ、前記補強材などには、従来から６０００系アルミニウム合金押出形材が提案され、実用化されているものの、アルミニウム合金圧延板は、自動車構造部材にはあまり提案例がない。
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、人工時効処理後の耐力を２３０ＭＰａ以上とした、圧壊性を高めた６０００系アルミニウム合金板が、特許文献１などで提案されている程度である。
【０００７】
一方、周知の通り、従来から、前記パネル材としての素材６０００系アルミニウム合金板の、成形性や強度特性を向上させるための組成や組織制御の手段は、結晶粒径の制御から、集合組織の制御を含め、原子の集合体（クラスター）の制御に至るまで、多数提案されている。
これらの組織制御の手段の中で、固溶Ｍｇ量や固溶Ｓｉ量、あるいは固溶Ｃｕ量を制御することや、転位密度を制御することも種々提案されている。
【０００８】
例えば、特許文献２では、前記パネル材として、常温安定性に優れ、室温時効によるベークハード性（ＢＨ性）などの材質の低下が生じ難い６０００系アルミニウム合金板を得ることを目的として、固溶Ｓｉ量を０．５５〜０．８０質量％、固溶Ｍｇ量を０．３５〜０．６０質量％とし、且つ、固溶Ｓｉ量／固溶Ｍｇ量を１．１〜２とすることが提案されている。
【０００９】
また、特許文献３では、前記パネル材として、残渣抽出法により測定したＣｕ固溶量を０．０１〜０．７％とし、平均結晶粒径も１０〜５０μｍの範囲とした、ＢＨ性に優れた温間成形用６０００系アルミニウム合金板が提案されている。
【００１０】
更に、非特許文献１では、６０００系アルミニウム合金板の更なる高強度化を図るために、転位強化あるいは結晶粒微細化強化と、析出強化とを最適に組み合わせた微視的組織パラメータ(転位密度、結晶粒径)を予測することが提案されている。
そして、６０００系アルミニウム合金板に、冷間圧延または巨大ひずみ加工法の１つであるＨＰＴ加工を施した試料について、転位密度を調査し、無加工材の転位密度が１０１１ｍ-２程度であり、圧延率３０％(相当ひずみ0.36)を施した冷間圧延材の転位密度が１０１４ｍ-２程度であることを記載している。なお、この転位密度の測定は、等厚干渉縞法により、倍率１０万倍のＴＥＭ写真５視野を用いた交切解析法により行っている。
この非特許文献１は、６０００系アルミニウム合金板に、転位強化あるいは結晶粒微細化強化のための組織制御を行った場合、その後の人工時効中の時効硬化能は抑制されることが多く、強化機構の並立を図ることは困難であった、従来の技術報告への検証を行っている。
そして、その試験結果では、人工時効時間の経過とともに、無加工材、前記冷間圧延材では硬さは増加したが、ピーク硬さから人工時効前の硬さを差し引いた値は、無加工材の75 HV に対して冷間圧延材では43 HV と逆に小さくなり、冷間圧延によって時効硬化能は低下したことが記載されている。そして、HPT 材では、時効時間の経過とともに硬さは単調に減少し、時効硬化挙動は認められなかったことが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００１−２９４９６５号公報
【特許文献２】特開２００８−１７４７９７号公報
【特許文献３】特開２００８−２６６６８４号公報
【非特許文献】
【００１２】
【非特許文献１】日本金属学会誌第75 巻、第5 号(2011)283〜290頁、「高転位密度および超微細粒組織をもつAl-Mg-Si合金で観察される競合析出現象の実験的ならびに計算科学的研究」増田哲也、廣澤渉一、堀田善治、松田健二
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明が用途とする前記自動車などの構造部材では、更に高強度化させることや、車体衝突時の衝撃吸収性＝耐圧壊性を新たに持たせるなどの、この用途特有の特性が要求される。
【００１４】
この一例として、近年の自動車の衝突安全基準のレベルアップ（厳格化）によって、ヨーロッパなどでは、前記フレーム、ピラーなどの自動車構造部材には、ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）で規格化されている「ＶＤＡ２３８−１００  Ｐｌａｔｅ  ｂｅｎｄｉｎｇ  ｔｅｓｔ  ｆｏｒ  ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ（以後、ＶＤＡ曲げ試験と言う）」にて評価される、自動車の衝突時における圧壊特性（耐圧壊性、衝撃吸収性）を満たすことが求められるようになっている。
【００１５】
このような厳しい安全基準に対して、前記した通常の圧延によって製造される６０００系アルミニウム合金板を成形素材とする自動車構造部材では、より高強度化させた上での、車体衝突時の圧壊特性が不足している。そして、このような６０００系アルミニウム合金板を素材とする自動車構造部材の圧壊特性を満たす手段については、前記非特許文献１の存在によっても、未だ有効な手段が不明で、なお解明の余地がある。
【００１６】
このような状況に鑑み、本発明の目的は、６０００系アルミニウム合金板を成形素材とする圧壊特性を向上させた構造部材と、その製造方法、アルミニウム合金板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
この目的を達成するために、本発明の圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金構造部材であって、この構造部材表面のＸ線回折により測定された転位密度が平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２であることとする。
【００１８】
また、前記目的を達成するための、圧壊特性に優れたアルミニウム合金構造部材の製造方法の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を各々含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金鋳塊を、均熱処理後に圧延して板となし、更に、この板を溶体化および焼入れ処理した後に、冷間加工によって、ひずみを５〜２０％の範囲で付与しつつ、構造部材に成形した上で、人工時効処理することによって、この人工時効処理後の構造部材表面のＸ線回折により測定された転位密度を平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２とすることとする。
【００１９】
更に、前記目的を達成するための、圧壊特性に優れたアルミニウム合金板の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる構造部材用アルミニウム合金板であって、前記構造部材用途を模擬して、この板を５５０℃の温度で３０秒保持する溶体化処理をした後、直ちに室温までの平均冷却速度を３０℃／ｓで水冷し、この冷却直後に直ちに１００℃で５時間保持する予備時効処理を行い、その後引張試験機によるひずみを１０％付与した後で、更に２１０℃×３０分の人工時効処理を施した際の組織として、この板表面のＸ線回折により測定された転位密度が平均で３．０×１０１４ 〜８．０×１０１４ ｍ-２であることとする。
【発明の効果】
【００２０】
本発明では、溶体化処理などの調質処理後の素材板（圧延板）に、前記自動車などの構造部材へのプレス成形を含む冷間加工により、ひずみを予め多く付加（付与）して、成形された構造部材表面の転位密度を従来よりも高くする。
そして、このように転位密度を高くした構造部材を人工時効処理して、使用される最終の構造部材を、２５０ＭＰa以上の０．２％耐力（高強度）を有するとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて９０°以上の曲げ角度となる高圧壊特性を発現させる。
【００２１】
この発現の詳細な機構（理由）は未だ不明であるが、通常のパネル材として使用される素材板や構造部材の有する転位密度のレベルよりも、構造部材表面も転位密度をより高いレベルとすることで、自動車の衝突事故時などの構造部材の圧壊変形時に、転位の運動を妨げる効果が著しく増して、強度と圧壊特性のバランスが向上するものと推考される。
また、このような効果は、固溶Ｃｕ量の増加によっても増し、固溶強化量が増加して高強度化すると共に、圧壊変形時の転位の局在化が抑制されて圧壊特性も向上する。
【００２２】
本発明によれば、既に構造部材として規格化されている６０００系アルミニウム合金素材圧延板の組成や製法を大きく変更することなく、また、素材アルミニウム合金圧延板の成形性などの特性を低下させずに、構造部材の前記圧壊特性を向上させることができる。
また、素材アルミニウム合金圧延板の構造部材へのプレス成形などの冷間加工時に、合わせてひずみを多く予め付加（付与）してやれば、構造部材の製造過程において、冷間加工工程を増すことなく、構造部材の転位密度を高くすることができる。
このため、本発明によれば、通常のパネル材として使用される６０００系アルミニウム合金素材圧延板であっても、自動車の重要な保安部材である構造部材として適用することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】衝撃吸収性を評価するＶＤＡ曲げ試験の態様を示す斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明で言う構造部材とは、特に、自動車、車両などの輸送機の骨格となる板厚が２〜１０ｍｍ程度と比較的厚い構造部材であって、板厚が２ｍｍ未満と比較的薄いアウタやインナなどの大型ボディパネル材とは厳に区別される。
そして、本発明で規定している構造部材表面の転位密度は、構造部材の、塗装焼き付け処理を含む人工時効処理によって転位密度は減少する。
したがって、使用時の構造部材の前記圧壊特性を保証するために、本発明で規定している転位密度は、人工時効処理した後の構造部材において規定している。
また、本発明で言う素材アルミニウム合金板とは、熱間圧延板や冷間圧延板などの圧延板で、これら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の、素材アルミニウム合金板を言う。以下の記載ではアルミニウムをアルミやＡｌとも言う。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。
【００２５】
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。
【００２６】
本発明アルミニウム合金板の化学成分組成は、６０００系アルミニウム合金として、人工時効処理後の、最終の構造部材として、あるいはこの構造部材を模擬してひずみや熱処理を付加した素材板の、各規定する組織について、規定する転位密度組織を得るとともに、要求される強度と圧壊特性の特性を得る、また、好ましくは構造材への成形性とを兼備する前提となる。
【００２７】
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、Ｍｇ：０．３０〜１．５％、Ｓｉ：０．５０〜１．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。
強度向上のために、この組成に、更に、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、熱フェノール残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｃｕ量を０．０５〜１．０％、選択的に含有しても良い。
また、強度向上のために、上記組成に、更に、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％のうちの一種または二種以上を選択的に含有しても良い。
また、強度向上のために、上記各組成に、更に、Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％のうちの一種または二種以上を選択的に含有しても良い。
なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
【００２８】
Ｓｉ：０．５０〜１．５％
Ｓｉは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、構造部材の強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車などの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。
Ｓｉ含有量が少なすぎると、焼付け塗装処理前（人工時効処理前）の固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足し、ＢＨ性が著しく低下し、強度や圧壊特性が不足する。
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、圧延時の割れの原因となる。したがって、Ｓｉの含有量は０．５０〜１．５％の範囲、好ましくは、０.７０〜１.５％の範囲とする。
【００２９】
Ｍｇ：０．３０〜１．５％
ＭｇもＳｉ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、構造部材の強度向上に寄与するＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、自動車構造部材としての必要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、人工時効処理前の固溶Ｍｇ量が減少し、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の生成量が不足し、ＢＨ性が著しく低下し、強度や圧壊特性が不足する。
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、圧延時の割れの原因となる。したがって、Ｍｇの含有量は０．３〜１．５％の範囲、好ましくは、０.７〜１.５％の範囲とする。
【００３０】
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは固溶強化により、構造部材を高強度化すると共に、圧壊変形時の転位の局在化を抑制して、圧壊特性も向上させる。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、Ｃｕは０．０５〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。
【００３１】
固溶Ｃｕ量０．０５〜１．０％
前記Ｃｕの固溶強化による、高強度化や圧壊特性向上効果を保証する（発揮させる）ために、Ｃｕを含有させる場合には、熱フェノール残渣抽出法により分離された溶液中の固溶Ｃｕ量を０．０５〜１．０％の範囲とする。固溶Ｃｕ量が多いほど、加工硬化特性を向上させ、降伏比を低減し、伸びを増加させ、圧壊特性が向上する。
Ｃｕの含有量によらず、固溶Ｃｕ量が０．０５％未満では、その効果が不十分となる。なお、固溶Ｃｕ量の上限は実質的に添加量の上限と同じである。
【００３２】
Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％
Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒは、鋳塊及び素材板の結晶粒を微細化して、最終の構造部材の強度向上に寄与する同効元素として、その一種または二種以上を選択的に含有させても良い。
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、素材板の成形性も向上させる効果もある。各々の含有量が少なすぎると、これらの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、これらの元素が多すぎると、粗大な化合物を形成し、延性を劣化させる。
従って、これらＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒは、選択的に含有させる場合には、Ｍｎ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．０２〜０．２０％、Ｃｒ：０．０２〜０．１５％の範囲で、一種または二種以上を含有させる。
【００３３】
Ａｇ：０．０１〜０．２％、Ｓｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｃ：０．０２〜０．１％
Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｃも、強度向上の同効元素として、その一種または二種以上を選択的に含有させても良い。
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の含有量が０．０１％未満では強度向上効果が小さい。一方、Ａｇ含有量が多すぎると、圧延性及び溶接性などの諸特性を却って低下させ、また、強度向上効果も飽和し、高価となるだけである。従って、選択的に含有させる場合のＡｇの含有量は０．０１〜０．２％の範囲とする。
【００３４】
Ｓｎは室温でのクラスタ形成を抑制して、溶体化・焼き入れ処理後の素材板の優れた成形加工性を長時間保持する効果を有し、更にその後に焼付け塗装処理などの人工時効処理した場合の強度を向上させる。このため、自動車構造部材としての必要耐力や圧壊特性を得るための必須の元素である。Ｓｎの含有量が０．００１％未満ではその効果が小さく、また０．１％を超えても、その効果は飽和し、却って熱間脆性を生じて熱間加工性（熱延性）を著しく劣化させる。従って、選択的に含有させる場合のＳｎの含有量は０．００１〜０．１％の範囲とする。
【００３５】
Ｓｃは、鋳塊及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、分散粒子として存在して、結晶粒微細化に寄与して、素材板の成形性も向上させる。含有量が少なすぎると、これらの効果が不足する。一方、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。従って、選択的に含有させる場合のＳｃは０．０２〜０．１％の範囲で含有させる。
【００３６】
その他の元素：
これら記載した以外の、Ｔｉ、Ｂ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｖなどのその他の元素は不可避的な不純物であり、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。
【００３７】
(転位密度)
以上の合金組成を前提に、本発明では、人工時効処理後の構造部材の、あるいはこの構造部材を模擬してひずみや熱処理を付加した素材板の、各表面における組織（表面を観察面とした組織）として、Ｘ線回折により測定された転位密度を平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２の範囲、好ましくは４．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２の範囲とする。
人工時効処理後の構造部材表面、あるいはこの構造部材を模擬してひずみや熱処理を付加した素材板表面の、転位密度を前記規定範囲とすることで、構造部材として、２５０ＭＰa以上の０．２％耐力を有するとともに、ＶＤＡ曲げ試験にて９０°以上の曲げ角度となる圧壊特性を有することができる。
【００３８】
通常のパネル材の素材板や、この板を素材とするパネル材表面の転位密度のレベルよりも、構造部材表面の転位密度をより高いレベルとすることで、自動車の衝突事故時などの構造部材の圧壊変形時に、転位の運動を妨げる効果が著しく増して、強度と圧壊特性のバランスが向上するものと推考される。
この点で、転位密度が平均で３．０×１０１４ｍ-２未満と小さすぎる場合には、従来材（パネル材など）と変わらず、構造部材に要求される強度と圧壊特性の特性とすることができない。
一方、転位密度が平均で８．０×１０１４ｍ-２を超えて大きすぎる場合には、伸びが低下して、却って圧壊特性が低下する。
【００３９】
本発明では、溶体化処理などの調質処理後の素材板（圧延板）に、構造部材へのプレス成形などの冷間加工時において、あるいは、このプレス成形の前後に冷間加工を更に付加して、ひずみを予め構造部材に付加（付与）する。そして、成形された構造部材表面の転位密度を前記した規定範囲に高くする。
【００４０】
ちなみに、素材アルミニウム合金板のパネル材への通常のプレス成形時に付加されるひずみは、一般的に５％未満と小さく、人工時効処理後の構造部材表面の転位密度を、本発明の前記規定範囲とすることはできない。
【００４１】
構造部材表面の転位密度を本発明の前記規定範囲とするためには、通常の高温短時間の塗装焼き付け処理などの人工時効処理条件を考慮すると、構造部材へのプレス成形にて付加するひずみ量、あるいは、このプレス成形の前後に付加する冷間加工と合わせて付加されるひずみ量を、５％以上、好ましくは１０％以上とするとする必要がある。
但し、付加されるひずみが２０％を超えると、通常の高温短時間の塗装焼き付け処理などの人工時効処理条件では、構造部材表面の転位密度が平均で８．０×１０１４ｍ-２を超えて大きくなりすぎる可能性があり、伸びが低下して、却って圧壊特性が低下する可能性がある。
また、構造材への素材板のプレス成形時にひずみを付与することも考慮すると、これ以上のひずみの付与や転位を付与することも、実際問題としては困難となる。
したがって、通常の高温短時間の塗装焼き付け処理などの人工時効処理条件の範囲で、本発明で規定する範囲に平均転位密度を制御するためには、人工時効処理条件も考慮しつつ、付加する最適ひずみ量を５〜２０％の範囲、好ましくは１０〜２０％の範囲から選択することが好ましい。
【００４２】
ちなみに、前記非特許文献１では、６０００系アルミニウム合金板の更なる高強度化を図るために、転位（密度）強化が提案されており、６０００系アルミニウム合金板に、冷間圧延または巨大ひずみ加工法の１つであるＨＰＴ加工を施して、人工時効処理している。
しかし、その試験結果では、従来の技術報告の通り、６０００系アルミニウム合金板を転位強化しても（転位密度を増しても）、その後の人工時効中の時効硬化能が抑制されるという事実を裏付けているのみである。そして、この転位密度と、板を成形して人工時効処理した構造部材の圧壊性との関係については何ら記載していない。
【００４３】
この構造部材の前記人工時効処理後の組織や機械的な特性は、素材板を実際に構造部材に成形して人工時効処理せずとも、溶体化および焼入れ処理などの調質を施した、素材６０００系アルミニウム合金板に、プレス成形などのひずみ付与の冷間加工と、人工時効処理とを模擬した際の、組織や機械的な特性を調べれば、評価できる。
この構造部材を模擬するための好ましい処理条件としては、前記した構造部材の具体的な用途を模擬して、この板を、後述する好ましい製造条件から選択される、５５０℃以上、溶融温度以下の温度で、連続炉であれば０.１秒〜数１０秒程度、バッチ炉であれば数１０分程度保持する溶体化処理をした後、直ちに室温までの平均冷却速度を２０℃／秒以上で急冷し、この冷却直後に直ちに６０〜１２０℃で２〜１０時間保持する予備時効処理を行い、その後、引張試験機によるひずみを１０〜２０％付与し、その後更に２１０〜２７０℃×１０〜３０分の人工時効処理を施した際の組織と機械的な特性を調べれば、実際の前記構造部材との相関性が高く、また再現性良く評価できる。
ただ、請求項１０では、この再現性をより厳密なものとするために、構造部材を模擬する具体的な処理条件を、バッチ炉で５５０℃の温度で３０秒保持する溶体化処理をした後、直ちに室温までの平均冷却速度が３０℃／ｓで水冷し、この冷却直後に直ちに１００℃で５時間保持する予備時効処理を行い、その後、引張試験機によるひずみを１０％付与し、その後更に２１０℃×３０分の人工時効処理を施す、ワンポイントの条件としている。
【００４４】
転位密度の測定方法
転位密度を透過型電子顕微鏡などにより計測することも、前記非特許文献１などのように汎用されているが、本発明では、Ｘ線回折により、より簡便かつ再現性よく測定する。
転位のうち、線状、筋状の転位が密集した領域（セル壁やせん断帯）は、透過型電子顕微鏡では判別しにくく、転位密度ρを求める際の測定誤差となりうる。これに対して、Ｘ線回折では、後述する通り、集合組織における各面からの回折ピークの半価幅から転位密度ρを算出するために、このような林立転位であっても誤差が少なくなる利点がある。
【００４５】
冷延や引張試験などの塑性変形を加えて転位を導入した板の組織では、転位を中心に格子歪みが生じる。また、転位の配列により小傾角粒界、セル構造などが発達する。このような転位やそれに伴うドメイン構造をＸ線回折パターンからとらえると、回折指数に応じた特徴的な拡がり、形状が回折ピークに現れる。この回折ピークの形状（ラインプロファイル）を解析（ラインプロファイル解析）して、転位密度を求めることができる。
【００４６】
具体的には、人工時効処理後の構造部材から、あるいはこの構造部材を模擬した素材板から、これらの表面が観察面となるように、供試材を採取して、この供試材の前記表面の組織をＸ線回折する。そして、構造部材表面の集合組織における主要な方位である、(111)、(200)、(220)、(311)、(400)、(331)、(420)、(422)の各面（各方位面）からの回折ピークの半価幅を求める。
転位密度ρが高いほど、これら各面の回折ピークの半価幅は大きくなる。なお、前記供試材の、Ｘ線回折の測定対象となる構造部材表面は、供試材の状態のままであっても、エッチングを伴わない洗浄が施されていても良い。
【００４７】
次に、これらの各面の回折ピークの半価幅から、Williamson-Hall法により、格子ひずみ（結晶歪み）εを求めた上で、下記の式により転位密度ρを算出することができる。
ρ＝  16.1ε２／ｂ２ 
ここで、ρは転位密度、εは格子ひずみ、ｂはバーガースベクトルの大きさである。
また、バーガースベクトルの大きさには2.8635×10-10mを用いた。
【００４８】
上記Williamson-Hall法は、複数の回折の半価幅と回折角の関係から転位密度や結晶粒径を求めるために汎用されている公知のラインプロファイル解析法である。また、これらＸ線回折による転位密度の一連の求め方も公知であり、これらＸ線回折による転位密度の一連の求め方を総称して、本発明では転位密度を「Ｘ線回折により測定された転位密度」と称している。
ここで、転位密度の測定は、構造部材の任意の箇所から採取した１０個の供試材につき行い、これらの転位密度を平均化する。
【００４９】
（製造方法）
本発明の構造部材の好ましい製造方法について説明するが、先ず、素材圧延板の好ましい製造方法について、以下に工程順に説明する。
構造部材の素材である６０００系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た熱延板か、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。即ち、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２〜４ｍｍ程度のアルミニウム合金熱延板か、あるいは、これより厚い熱延板を冷間圧延して板厚が２〜４ｍｍ程度の冷延板とされる。
【００５０】
また、本発明の６０００系アルミニウム合金板は、双ロール法などの薄板連続鋳造後に冷延して熱延を省略したり、温間圧延を行うような特殊な製造方法や圧延方法による製造方法でも良い。        
このため、圧延板の、前記構造部材として既に規格化されている６０００系アルミニウム合金組成を大きく変更することなく、また、常法による圧延工程を大きく変更することなく、素材板を製造できる利点がある。
【００５１】
(溶解、鋳造冷却速度)
溶解、鋳造工程では、上記６０００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。
【００５２】
(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、常法による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。この均熱処理の条件は、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。
【００５３】
(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、２〜１０ｍｍ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。
【００５４】
均質化熱処理を行った鋳塊の熱間圧延は、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。
【００５５】
熱間粗圧延の開始から終了までの圧延中には、４５０℃以下には温度を下げることなく、ＳｉやＭｇの固溶量を確保することが好ましい。圧延時間が長くなるなどして、パス間の粗圧延板の最低温度が４５０℃以下に下がると、化合物が析出しやすくなり、人工時効熱処理前にひずみを付加しても、転位密度が十分に増加しない可能性がある。また、固溶Ｃｕ量も低下する可能性が高い。
【００５６】
このような熱間粗圧延後に、好ましくは、終了温度を３００〜３６０℃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３００℃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３６０℃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。
【００５７】
また、熱間仕上げ圧延終了直後の材料（板）温度から、１５０℃の材料温度までの間の平均冷却速度を、最低でも５℃／時間以上に、ファン等を用いた強制的な冷却により制御する。この平均冷却速度が５℃／時間より小さいと、その冷却中に生成する析出物量が多くなって、人工時効熱処理前にひずみを付加しても、転位密度が十分に増加しない。また、製品板の固溶Ｃｕ量が減少する。
したがって、熱間仕上げ圧延終了直後の平均冷却速度は大きい方が好ましく、最低でも５℃／時間以上、好ましくは８℃／時間以上とする。
なお、通常の熱間仕上げ圧延では、圧延後にコイルに巻取るため、本発明のように、ファン等で強制的に冷却しない限り、熱間仕上げ圧延終了直後の自然放冷による平均冷却速度は、通常のコイル径の場合、５℃／時間未満となりやすい。
この熱延板を更に冷間圧延する場合、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。
【００５８】
(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。但し、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、また前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。
【００５９】
(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、５５０℃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２０℃／秒以上とすることが好ましい。５５０℃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。
【００６０】
また、平均冷却速度が２０℃／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。
【００６１】
（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。
【００６２】
この予備時効処理は、６０〜１２０℃での保持時間を２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２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、焼付け塗装前の曲げ加工時の強度が高くなりすぎ、曲げ加工性が劣化しやすい。
【００６３】
構造部材の製造
（ひずみ付加）
これらの調質処理（Ｔ４）後の素材板は、サイドメンバー等のメンバ、フレーム類や、ピラーなどの、自動車などの前記構造部材へと、主としてプレス成形にて製品成形される。
この際に、前記素材あるいは構造部材に、冷間加工によって、ひずみを５〜２０％の範囲で付与しつつ、構造部材に成形した上で、人工時効処理することによって、この人工時効処理後の構造部材表面のＸ線回折により測定された転位密度を平均で３．０×１０１４〜８．０×１０１４ ｍ-２とできる。
【００６４】
この際、人工時効処理前に、予め前記ひずみを付与する冷間加工を、別工程の冷間加工ではなく、素材板の構造部材へのプレス成形時に付与しても良い。
また、構造部材の形状に応じて、前記プレス成形に加えて、引張、冷間圧延、レベラー、ストレッチなどの冷間加工の手段によって付与しても良い。この場合は、プレス成形と前記冷間加工により付加される合計のひずみ量を前記範囲とする。
ひずみ量は、自動車パネルなどへの常法によるプレス成形時よりも大きくして、人工時効処理前に予め付加（付与）する。平均転位密度を前記した３．０×１０１４〜８．０×１０１４ｍ-２の範囲とするためには、ひずみ量を５％以上、好ましくは１０％以上、２０％以下付加する。
【００６５】
前記した通り、ひずみ量が５％以未満では、人工時効処理の条件にもよるが、従来のプレス成形や曲げ加工の際に付与されるひずみ量と大差なくなり、平均転位密度を３．０×１０１４ｍ-２以上とすることができない。
一方、ひずみ量が大きいほど、平均転位密度を大きくできるが、ひずみ量が２０％を超えると、平均転位密度が８．０×１０１４ｍ-２を超えて、伸びが著しく低下して、圧壊特性が劣るようになる。
【００６６】
（人工時効処理）
前記ひずみ付与後の構造部材、あるいはこの構造部材を模擬してひずみを５〜２０％の範囲で付与した板の、人工時効処理は、塗装焼き付け処理をもってしても良く、あるいは、一般的な人工時効条件（Ｔ６、Ｔ７）でも良い。
加熱温度や保持時間の条件は、所望の構造部材の強度、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段の人工時効処理であれば、好ましくは、加熱温度２００〜２７０℃×保持時間５〜３０分の範囲での時効処理を行う。
加熱温度が低すぎる、保持時間が短すぎると、時効硬化が不足し、本発明で狙いとする強度や圧壊特性とならない可能性がある。また加熱温度が高すぎたり、保持時間が長すぎたりしても、過時効となり、本発明で狙いとする強度や圧壊特性とならない可能性がある。
【実施例】
【００６７】
下記表１に示す各成分組成の、調質後の６０００系アルミニウム合金の冷延板に、表２のように、構造部材を模擬して、予ひずみを、ひずみ量を種々変えて付加したものについて人工時効処理し、この人工時効処理後の試験材表面の組織（平均転位密度、固溶Ｃｕ量）と、強度とＶＤＡ曲げ試験にて評価される圧壊特性とを測定評価した。これらの結果を表２に示す。ここで、表１中の各元素の含有量の表示において、各元素における数値欄を「−」としている表示は、その含有量が検出限界以下であることを示す。
【００６８】
素材アルミニウム合金板の具体的な製造条件は以下の通りとした。
すなわち、表１に示す各組成のアルミニウム合金鋳塊を、ＤＣ鋳造法により共通して溶製した。続いて、鋳塊を、各例とも、昇温速度１５０℃/ｈｒ、均熱温度５５０℃×３時間保持にて均熱処理をした。
その後、各例とも、熱間粗圧延を５００〜５２０℃で開始し、熱間粗圧延の最低温度を表２に示す通り種々変えた上で行い、更に、終了温度を３００〜３５０℃の範囲とした熱間仕上圧延を行い、共通して厚さ４．０ｍｍの熱延板とした。
この際、熱間仕上げ圧延終了直後の材料（板）温度から、１５０℃の材料温度までの間の平均冷却速度（℃／時間）を、表２に示す通り種々変えた上で行った。
この熱延板を、各例とも共通して、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５０％の冷間圧延を行い、厚さ２．０ｍｍの冷延板とした。
【００６９】
更に、この各冷延板を、各例とも共通した条件にて、熱処理設備で調質処理（Ｔ４）した。具体的には、溶体化処理を５５０℃×３０秒保持で行い、この際、前記溶体化処理温度までの平均加熱速度を５０℃／秒とし、溶体化処理後は平均冷却速度を３０℃／秒とした水冷を行うことで室温まで冷却した。また、この冷却直後に、各例とも共通して、直ちに予備時効処理を１００℃で５時間保持する条件で行い、予備時効処理後は徐冷（放冷）しＴ４材を得た。
【００７０】
これらＴ４材から、ＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、前記Ｔ４材を、構造部材へプレス成形する際にひずみを付与することを模擬して、後述する引張試験にて、前記５号引張試験片に予ひずみを、ひずみ量を種々変えて付加した。これらひずみを付加した５号引張試験片について、表２に示す条件で人工時効処理を行い、引張試験を行った。その後、その試験片から必要なサイズの板状試験片を切り出し、固溶Ｃｕ量や転位密度、衝撃吸収性の評価を実施した。
【００７１】
（固溶Ｃｕ量の測定）
固溶Ｃｕ量の測定は、熱フェノールによる残渣抽出法により、測定対象となる前記板状試験片を溶解し、メッシュを０．１μｍとしたフィルターにより固液をろ過分離し、分離された溶液中のＣｕの含有量を固溶Ｃｕ量として測定した。
【００７２】
この熱フェノールによる残渣抽出法は、具体的に次のように行った。先ず、分解フラスコにフェノールを入れて加熱した後、測定対象となる前記板状試験片を、この分解フラスコに移し入れて加熱分解した。次に、ベンジルアルコールを加えた後、前記フィルターにより吸引ろ過して、固液をろ過分離し、分離された溶液中のＣｕの含有量を各々定量分析した。
この定量分析には、原子吸光分析法（AAS）や誘導結合プラズマ発光分析法（ICP−OES）などを適宜用いた。前記吸引ろ過には、前記した通り、メッシュ（捕集粒子径）が０．１μｍでφ４７ｍｍのメンブレンフィルターを用いた。
この測定と計算は、前記板状試験片の任意の３箇所から採取した各試料３個について行い、これら各試料のＣｕの固溶量（質量％）を平均化し、固溶Ｃｕ量とした。
【００７３】
（転位密度の測定）
前記板状試験片の表面を構造部材表面と模擬して、前記板状試験片表面の転位密度（×１０１４ ｍ-２）を、Ｘ線回折により、前記した具体的な条件で測定した。測定は前記板状試験片の任意の５箇所にて行い、これら５箇所の転位密度を平均化したものを、平均転位密度（×１０１４ ｍ-２）とした。
【００７４】
（引張試験）
また、人工時効処理後の前記５号引張試験片を用いた引張試験を、室温にて行った。このときの試験片の引張方向を圧延方向の平行方向とした。試験方法は、ＪＩＳ２２４１（１９８０）に基づき、室温２０℃で試験を行い、評点間距離５０ｍｍで引張速度５ｍｍ／分、試験片が破断するまで一定の速度で行った。そして、人工時効処理後の構造部材として、０．２％耐力が２５０ＭＰa以上を合格とした。
【００７５】
(衝撃吸収性)
衝撃吸収性を評価する曲げ試験は、ＶＤＡ曲げ試験として、ドイツ自動車工業会（ＶＤＡ）の規格の中の「ＶＤＡ２３８−１００  Ｐｌａｔｅ  ｂｅｎｄｉｎｇ  ｔｅｓｔ  ｆｏｒ  ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ」に従って実施した。この試験方法を、図１に斜視図で示す。
先ず、前記板状試験片を、ロールギャップを設けて、互いに平行に配置した２個のロール上に、図１に点線で示すように、水平で左右均等の長さに載置する。
具体的には、前記板状試験片を、その圧延方向と、上方に垂直に立てて配置した板状の押し曲げ治具の延在方向とが、互いに直角になるように、ロールギャップ中央にその中央部が位置するよう、２個のロール上に、水平で左右均等の長さに載置する。
そして、上方から前記押し曲げ治具を前記板状試験片の中央部に押し当てて荷重を負荷し、この板状試験片を前記狭いロールギャップに向けて押し曲げ（突き曲げ）て、曲げ変形した板状試験片中央部を前記狭いロールギャップ内に押し込む。
【００７６】
この際に、上方からの押し曲げ治具からの荷重Ｆが最大となる時の板状試験片の中央部の曲げ外側の角度を曲げ角度（°）として測定して、その曲げ角度の大きさで衝撃吸収性を評価する。この曲げ角度が大きいほど、板状試験片は、途中で圧壊せずに、曲げ変形が持続しており、衝撃吸収性（圧壊特性）が高い。
【００７７】
このＶＤＡ曲げ試験の試験条件として、図１に記載した記号を用いて示すと、板状試験片は幅ｂ：６０ｍｍ×長さｌ：６０ｍｍの正方形形状とし、２個のロール直径Ｄは各々３０ｍｍ、ロールギャップＬは板状試験片板厚の２．０倍の４ｍｍとした。Ｓは荷重Ｆが最大となる時の板状試験片中央部のロールギャップ内への押し込み深さである。
また、板状の押し曲げ治具は、図１に示すように、板状試験片の中央部に押し当たる、下端側の辺が、その先端（下端）の半径が０．２ｍｍφとなるように尖ったテーパ状とされている。
上記ＶＤＡ曲げ試験は、各例とも前記板状試験片３枚ずつ（３回）行い、曲げ角度（°）はこれらの平均値を採用した。これらの結果を表２に示す。
【００７８】
表２から明らかなように、表１の１〜１０の合金番号（本発明組成範囲内）のアルミニウム合金を用いた、各発明例１〜１３は、前記した好ましいひずみや人工時効処理が施されている。
このため、構造部材を模擬した前記人工時効処理後の状態として、本発明で規定する平均転位密度を満足している。
この結果、ＶＤＡ曲げ試験にて評価される圧壊特性も、曲げ角度が９０°以上と、構造部材としての要求特性を満たして優れている。また、０．２％耐力も、構造部材としての要求特性を満たす２５０ＭＰａ以上の高強度である。
【００７９】
これに対して、各比較例は、合金組成が本発明範囲から外れるか、合金組成は本発明範囲内であるものの、前記したひずみ条件が好ましい範囲から外れる。
このため、各比較例は、本発明で規定する平均転位密度を満足していない。
この結果、各比較例は０．２％耐力か、ＶＤＡ曲げ試験にて評価される圧壊特性が発明例よりも劣っており、構造部材としての要求特性を満たしていない。
【００８０】
比較例１４〜２０は、合金組成は表１の合金番号２あるいは５の通り本発明範囲内であるものの、素材板が好ましい製造条件から外れるか、人工時効処理前の構造部材として、好ましい予ひずみが付加されていないか、不足しており、押しなべて、平均転位密度範囲が、本発明で規定する範囲から低めに外れている。
【００８１】
比較例１４は、素材板製造の際の熱間粗圧延の最低温度が低すぎて、本発明で規定する平均転位密度を満足していない。
比較例１５は、素材板製造の際の熱間仕上げ圧延終了直後の材料（板）温度から、１５０℃の材料温度までの間の平均冷却速度が遅すぎて、本発明で規定する平均転位密度範囲が低めに外れている。
比較例１６、１７は、前記予ひずみが付加されていないか、不足している。
比較例１８は、付加される前記予ひずみが高すぎる。
比較例１９、２０は、付加された前記予ひずみに対する人工時効処理の温度が高すぎるか、保持時間が長すぎる。
【００８２】
比較例２１、２２は、素材板は前記好ましい条件で製造され、前記した好ましい範囲でのひずみが付加されているものの、合金組成が、表１の合金番号１１、１２の通り、Ｍｇ、Ｓｉの含有量が本発明範囲から低めに外れる。
このため、平均転位密度範囲が、本発明で規定する範囲から低めに外れており、ＢＨ性が著しく低下して、強度と圧壊特性とが低すぎる。
【００８３】
以上の結果から、本発明アルミニウム合金構造部材がＶＤＡ曲げ試験にて評価される圧壊特性、高強度を兼備するための、本発明の各要件の臨界的な意義が裏付けられる。
【００８４】
【表１】
2017125240.tif 000003
【００８５】
【表２】
2017125240.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００８６】
以上説明したように、本発明は、６０００系アルミニウム合金板を成形素材とする圧壊特性を向上させた構造部材と、その製造方法を提供できる。したがって、本発明は軽量化に寄与する、自動車、自転車、鉄道車両などの構造部材に好適である。
【図１】
2017125240.tif 000005