"Si含有量が0.50~0.80質量、Mg2Siのバランス組成より過剰のMg含有量が0.40~0.80質量、Ti含有量が0.01~0.10質量、残部Al及び不可避不純物からなり、疲労限度を有することを特徴とする6000系アルミニウム合金。さらにCu:0.05~1.00質量を含有することを特徴とする請求項1に記載の疲労限度を有する6000系アルミニウム合金。さらに、Mn:0.04~0.8質量、Cr:0.04~0.8質量、Zr:0.04~0.8質量の1種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の疲労限度を有する6000系アルミニウム合金。アルミニウム合金のS-N線図は、繰返し数が107回以降も応力の低下を示す。そのため、アルミニウム合金では繰返し数が107回の応力振幅を107回時間強度と呼び、便宜上の疲労限度として用いている。しかしながら、例えば自動車が生産され、廃車されるまでの間、自動車部品に発生する繰返し負荷は108~109回であり、アルミニウム合金の時間強度の繰返し数の107回を上回る。従って、疲労限度が存在しないアルミニウム合金の場合、疲労限度が存在する鉄鋼材料に比べて、過剰な安全率を取る必要があり、軽量であるアルミニウム合金の特長を最大限に活かせていないのが現状である。本発明は、自動車や車輌等の輸送機器に多く用いられているアルミニウム合金について、疲労限度が存在しないことに基づく上記従来の問題点を解決するため、疲労限度を有するアルミニウム合金を提供することを目的とする。本発明者は、前述の課題を解決すべく、6000系アルミニウム合金において、その疲労限度の存在と合金成分との相関について鋭意、実験検討を重ねた。その結果、Mg2Siのバランス組成に対して、ある割合以上の過剰Mgを固溶原子としてアルミニウムマトリクス中に存在させることにより、S-N線図に、従来のアルミニウム合金には存在しない疲労限度が発現することを見出した。鉄鋼材料の場合、先に述べたとおり、疲労限度内の繰返し負荷によって亀裂が生じた場合に、亀裂先端付近にひずみ時効による硬化が生じ、これにより亀裂が停留し、最終破断に至らない。つまり、鉄鋼材料には疲労限度が存在する。このひずみ時効は、鉄鋼材料に含まれる固溶原子のC及びNにより発生するが、6000系アルミニウム合金の場合は、マトリクスに固溶した過剰Mgが、疲労亀裂停留に必要なひずみ時効特性を付与し、鉄鋼材料と同様に亀裂を停留させるものと考えられる。本発明者は、以上の知見を元に本発明に到達した。本発明に係る6000系アルミニウム合金は、Si含有量が0.50~0.80質量、Mg2Siのバランス組成より過剰のMg含有量が0.40~0.80質量、Ti含有量が0.01~0.10質量、残部Al及び不可避不純物からなり、疲労限度を有することを特徴とする。このアルミニウム合金は、必要に応じて、さらにCu:0.05~1.00質量を含有し、又は/及び、Mn:0.04~0.8質量、Cr:0.04~0.8質量、Zr:0.04~0.8質量の1種以上を含有する。本発明に係る6000系アルミニウム合金には疲労限度が存在し、そのため自動車や車輌等の輸送機器に用いる場合でも、過剰な安全率を取る必要がなく、軽量なアルミニウム合金の特長を最大限に活かすことができる。本発明に係る6000系アルミニウム合金組成において、後述する実施例では70MPa以上の疲労限度が達成された。次に本発明に係る6000系アルミニウム合金の組成の限定理由を説明する。Mg、SiMg及びSiは本合金の基本成分であり、Si:0.50~0.80質量の範囲内で、Mg2Siのバランス組成からの過剰Mgを0.40~0.80質量含有する。Mg2Siのバランス組成とは、Si含有量を[Si]質量とし、Mg含有量を[Mg]質量としたとき、[Mg]=1.73[Si]となる組成である。従って、本合金におけるMgの総含有量は、前記バランス組成のMg含有量に過剰Mgの含有量をプラスしたものとなる。この組成範囲を図1に示す。Mg及びSiがこの範囲内のとき、6000系アルミニウム合金に疲労限度が存在するようになる。過剰Mgの含有量が0.40質量以上のとき、アルミニウム合金に疲労限度が存在する。一方、過剰Mgの含有量が0.80質量を超えると、通常の溶体化処理条件ではMg及びSiを固溶させることができなくなるため、強度が低下し、同時に疲労限度も低下する。過剰Mgの含有量は、望ましくは0.5~0.7質量である。Siの含有量が0.5質量未満では、Mg2Siの生成量が不足し、高い強度が得られず、0.8質量を超えると、通常の溶体化処理条件ではMg及びSiを固溶させることができなくなるため、かえって強度が低下する。なお、従来より汎用されているJIS6061合金や6063合金等は、図1に示すように、Mg2Siバランスライン[Mg]=1.73[Si]を中心として、過剰Mg側及び過剰Si側に所定の成分範囲を持っており、過剰Mg組成や過剰Si組成が含まれるにも関わらず、全体が単一の合金として扱われている。これに対し、本発明に係る6000アルミニウム合金は、Mg2Siバランスラインから大きく離れた過剰Mg組成に限定されている。TiTiは、鋳塊組織の微細化のために本合金に添加される。Ti含有量が0.01質量より少ないと、微細化の効果が十分でなく、0.10質量より多いと飽和して巨大化合物が晶出するおそれがある。従って、Tiの添加量は0.01~0.10質量とする。CuCuは人工時効処理の際に時効析出を促進し、合金の強度を高める元素であり、必要に応じて本合金に添加される。しかし、0.05質量未満ではその効果が不十分であり、1.0質量を超えて添加すると耐食性が低下してしまう。従って、Cuの添加量は0.05~1.0質量とする。Mn、Cr、ZrMn、Cr、Zrはいずれも結晶粒の微細化に効果がある元素であり、また表面粗大粒発生の抑制に効果があるため、必要に応じてMn:0.04~0.8質量、Cr:0.04~0.8質量、Zr:0.04~0.8質量の1種以上が本合金に添加される。一般的に結晶粒界は疲労亀裂伝播の障害となることから、結晶粒径は微細であることが望ましい。しかし、Mn、Cr、Zrそれぞれの添加量が0.04質量未満ではその効果が不十分であり、0.8を超えて添加すると、上記効果が飽和するだけではなく、粗大な金属間化合物が形成されてしまい、それが疲労亀裂の発生起点となることで、疲労限度低下の原因となる。従って、Mn、Cr、Zrを1種のみ添加する場合及び2種以上を添加する場合に、各元素の添加量はいずれも0.04~0.80質量の範囲とする。Mn、Cr、Zrを2種以上添加する場合、2種以上の合計で0.8質量以下であることが望ましい。製造方法本合金は、押出材の場合、通常の押し出し、溶体化処理、及び時効処理の工程及び条件で製造することができる。押出材の組織は再結晶組織又は繊維状組織のいずれでもよい。また、圧延材や鍛造材の場合でも、本合金の製造には溶体化処理及び時効処理を含む通常の製造方法及び条件が適用できる。表1に示す組成の6000系アルミニウム合金をDC鋳造して、直径155mmの押出ビレットを得た後、500°C×4hの条件で均質化処理を施した。均質化処理した押出ビレットを500°Cに加熱し、φ23の丸棒に押し出した。その後、540°C×1hの溶体化処理を行い、温度25°Cの水槽内で焼入れを行った。その後、190°C×4hの人工時効処理を施した。得られた押出材を供試材とし、下記要領で引張試験及び疲労試験を行った。その結果を表2に示す。引張試験得られた押出材の中心部より引張試験片JIS4号を採取し、常温にて、クロスヘッドスピード2mm/分で引張試験を実施した。疲労試験得られた押出材の中心部より疲労試験片を採取し、小野式小型回転曲げ疲労試験にて、疲労限度折れ点の有無を確認した。図2に疲労試験片を示す。今回の疲労試験には、S-N線図のばらつきをなくして、折れ点疲労限度が明確に現れるようにするため、試験片中央に微小穴を開けた試験片を用いた。試験片は押出材の中心部から機械加工により採取した後、中央部の表面をエメリー紙で3000番まで研磨した。続いて加工層除去の目的で,直径で20μm程度表層を電解研磨した。電解研磨液は、濃度85質量のリン酸2000mlに40gのゼラチン及び40gのシュウ酸二水和物を溶かしたものを用いた。電解研磨は323K50°Cに温めた電解研磨液中で,試験片に50Vの電圧を負荷しながら円を描くように回転させて研磨した。電解研磨後は水道水で洗浄し、さらにアセトンに浸漬して超音波洗浄機で洗浄した。前記微小穴は直径300μm、深さ300μmであり、電解研磨後に微小ドリルを用いて試験片長手方向の中央に導入した。疲労試験は、小野式回転曲げ小型試験機容量14.8Nmを用いて周波数55Hz及び室温、大気中で行った。応力振幅は両振り応力比R=1の正弦波で実施した。本発明例のNo.A1~A19は、いずれも過剰Mg量が0.40~0.8質量の範囲内であり、S-N線図に明瞭な疲労限度が発現した。また、規定の成分範囲を満足することで、70MPa以上の疲労限度を有していた。図3aにNo.A4のS-N線図を示す。なお、同図においてS-N線図中の矢印は未破断を意味する。一方、比較例のうちB1及びB2は、いずれも過剰Mgを含んでいないことから、疲労限度が発現しなかった。図3bにNo.B2のS-N線図を示す。No.B3,B4は、過剰Mgが本発明の規定を下回ることから、疲労限度が発現しなかった。No.B5、B6は、過剰Mgが本発明の規定を上回ることから、疲労限度は発現するものの、焼入れ感受性が高くなったため引張強度が低く、その結果疲労限度が70MPaに達しなかった。No.B7、B8、B9は、過剰Mgが本発明の規定を上回ることから、疲労限度が発現したが、それぞれMn、Cr、Zr含有量が本発明の規定を上回っているため、粗大な金属間化合物が生じ、疲労限度が70MPaに達しなかった。"