JP6513449B2 - アルミニウム合金クラッド板およびアルミニウム合金クラッド構造部材 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金クラッド板およびアルミニウム合金クラッド構造部材（以下、アルミニウムをアルミやＡｌとも言う）に関するものである。ここでクラッド板とは、アルミニウム合金層同士を互いに積層し、圧延などで互いに一体に接合した積層板である。

自動車の車体や航空機の機体など、軽量化のためにアルミニウム合金板が素材として用いられる輸送機の構造部材では、高強度化のための高合金化と、構造部材への成形性とが矛盾しやすい。

例えば、構造部材用の７０００系アルミニウム合金や超々ジュラルミン(Al-5.5%Zn-2.5%Mg合金）などは、高強度化させるための典型的手段として、ＺｎやＭｇなどの高強度化元素量を増加させているが、延性が低下して構造部材に成形しにくい問題がある。また、このように高合金化すると、耐食性が低下したり、保管中に室温時効（時効硬化）して強度が増加して、構造部材への成形性が著しく低下するという問題もある。また、圧延工程など板の生産効率も低いという問題もある。

このような高強度化と成形性との相矛盾する課題は、前記７０００系アルミニウム合金板や、超々ジュラルミン板などの、アルミニウム合金板単体（単一の板、単板）の組成や組織、あるいは製法だけで解決することは非常に難しい。

この問題の解決の方向として、従来から、異なる組成や特性を有するアルミニウム合金層（板）同士を互いに２〜４層積層させたアルミニウム合金クラッド板（積層板）が知られている。

この代表的な例は、３０００系アルミニウム合金の心材に、７０００系アルミニウム合金の犠牲陽極材、４０００系アルミニウム合金のろう材をクラッドした３層〜４層構造の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートである。

この他、特許文献１では、心材を高強度化のための５０００系アルミニウム合金材、皮材を耐食性向上のための７０００系アルミニウム合金材と各々したクラッド材からなる自動車燃料タンク用アルミニウム合金材も提案されている。

また、特許文献２では、１０００系、３０００系、４０００系、５０００系、６０００系、７０００系などのアルミニウム合金の融点差を利用して、双ロールを用いた連続鋳造によって、アルミニウム合金同士を最大で４層積層して一体化させたクラッド板の製造方法も提案されている。

更に、特許文献３では、複数のアルミニウム合金層を積層する際に、これらアルミニウム合金層の層間にＣｕ防食層を介在させ、このＣｕ防食層のＣｕを高温の熱処理によって接合されたアルミニウム合金層にまで拡散させて、クラッド板の耐食性を向上させることも提案されている。

特開２００４−２８５３９１号公報 特許第５０８３８６２号公報 特開２０１３−９５９８０号公報

ただ、これら従来のアルミニウム合金クラッド板において、前記した輸送機の構造部材用として、前記した高強度化と成形性との相矛盾する課題を解決したものは、あまり見当たらない。したがって、輸送機の構造部材用としてのアルミニウム合金クラッド板に、高強度化と高成形性とを兼備させる技術的な課題がある。

このような課題に対して、本発明の目的は、前記した高強度化と成形性との相矛盾する課題を解決し、高強度化と高成形性とを兼備したアルミニウム合金クラッド板およびアルミニウム合金クラッド構造部材を提供することにある。

この目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金クラッド板の要旨は、
複数のアルミニウム合金層が積層されたアルミニウム合金クラッド板であって、
このアルミニウム合金クラッド板の最表層側の前記アルミニウム合金層の内側に積層された、前記アルミニウム合金層が、各々Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含むとともに、
前記最表層側のアルミニウム合金層が、Ｍｇを３〜１０質量％の範囲で含み、かつ、Ｚｎを２質量％以下（０質量％を含む）に抑制した組成からなり、
これらのアルミニウム合金層が、ＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が隣接して接合するよう、合計積層数が５〜１５層で、かつ全体の板厚が１〜５ｍｍとなるよう積層されており、
前記アルミニウム合金クラッド板のＭｇとＺｎとの各平均含有量が、前記積層された各アルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎの各含有量を平均化した値として、Ｍｇ：２〜８質量％、Ｚｎ：３〜２０質量％の範囲であり、
前記アルミニウム合金クラッド板に、５００℃×４時間保持後に冷却速度８０℃/秒で室温まで冷却する前記拡散熱処理後に、更に１２０℃×２４時間の人工時効硬化処理を施した後の、前記アルミニウム合金クラッド板の組織として、前記積層された各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有しており、かつ、このアルミニウム合金クラッド板の示差走査熱分析曲線において、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲であることとする。

また、前記目的を達成するための、本発明のアルミニウム合金クラッド構造部材の要旨は、
上記アルミニウム合金クラッド板がプレス成形されてなり、前記プレス成形後に拡散熱処理と人工時効処理とが施された構造部材であって、
この構造部材の組織として、積層された前記各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、積層された前記アルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有しており、
この構造部材の示差走査熱分析曲線において、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲であることとする。

本発明は、アルミニウム合金クラッド板に高強度化と高成形性とを兼備させるために、前記した層数と板厚とを前提として、互いにクラッドするアルミニウム合金層をＭｇ、Ｚｎを多く含む特定の組成とする。これによって、先ず、素材クラッド板の延性を高くして、構造部材へのプレス成形性を確保する。この素材段階での高強度化は、プレス成形性を却って阻害するために不要である。

その上で、構造部材にプレス成形した後で、互いにクラッドしたアルミニウム合金層同士が含むＭｇ、Ｚｎを、拡散熱処理によって積層した互いの板の組織に拡散させる。そして、このような元素の拡散によって、これらＭｇ、ＺｎあるいはＣｕなどで形成する新たな複合析出物（時効析出物）を、互いの接合界面部に析出させて、高強度化を図る。この点で、前記クラッドするアルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎなどを多く含む特定の組成は、単に延性の観点からだけではなく、拡散熱処理によって、前記元素の拡散による複合析出物が互いの接合界面部に析出させて高強度化するための組成でもある。

本発明では、このような元素の拡散メカニズムの発現により高強度化させるために、アルミニウム合金クラッド板が成形されたアルミニウム合金クラッド構造部材に対して、拡散熱処理を施すことを前提とする。
そして、前記拡散熱処理、あるいは、前記拡散熱処理後に更に人工時効処理（以下、Ｔ６処理とも言う）されたアルミニウム合金クラッド構造部材として、また、更に、塗装焼付処理などの人工時効(硬化) 処理されたアルミニウム合金クラッド構造部材として、前記した人工時効処理によって耐力（強度）が向上し、必要な強度を確保できる、塗装焼付硬化性や人工時効硬化処理性であるベークハード性（以下、ＢＨ性とも言う）が優れているものとする。

本発明では、このようなＢＨ性による高強度化（ＢＨ性）を保証するために、前記拡散熱処理や、続く人工時効硬化処理（Ｔ６処理）を施された後のアルミニウム合金クラッド板（アルミニウム合金クラッド構造部材）の組織として、前記元素の拡散によるナノメートル（ｎｍ：１/１０００μｍ）レベルの複合析出物を分散させる。

ただ、このような微細な析出物は、前記元素の拡散により、元素の濃度分布が異なるアルミニウム合金クラッド板やアルミニウム合金クラッド構造部材では、通常のＴＥＭなどによって直接測定することは困難である。

したがって、本発明は、前記微細な析出物が存在する組織を、アルミニウム合金クラッド板やアルミニウム合金クラッド構造部材の示差走査熱分析曲線における、吸熱ピークと発熱ピークの特徴的な発生温度域によって、間接的に規定する。
これによって、本発明は、拡散熱処理を施された上で構造部材として使用される、アルミニウム合金クラッド板に、高強度化と高成形性とを兼備させることができる。

本発明クラッド板の一態様を示す断面図である。 本発明クラッド板の他の態様を示す断面図である。 実施例における発明例のＤＳＣを示す説明図である。 実施例における比較例のＤＳＣを示す説明図である。

本発明のアルミニウム合金クラッド板（以下、単にクラッド板とも言う）および、これを素材として成形されたアルミニウム合金クラッド構造部材（以下、単にクラッド構造部材とも言う）を実施するための最良の形態について、図１、２を用いて説明する。なお、図１、２は本発明クラッド板の幅方向あるいは圧延方向（長手方向）の一部の断面を示しているにすぎず、このような断面構造が本発明クラッド板の幅方向あるいは圧延方向の全般に亘って均一に（一様に）延在している。

また、以下の本発明実施態様の説明では、クラッドする前の板をアルミニウム合金板と称し、この板が圧延クラッドされて薄肉化された後のクラッド板における層をアルミニウム合金層と言う。
したがって、クラッド板におけるアルミニウム合金層についての組成や積層の仕方などの規定の意義は、クラッドされる前のアルミニウム合金板や鋳塊の規定意義とも読み替えることができる。

（クラッド板の積層の仕方）
本発明クラッド板は、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を規定する範囲で含むアルミニウム合金層同士であって、ＭｇかＺｎかのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が、互いに５〜１５層（枚）積層（クラッド）されている。そして、これら積層されたクラッド板全体の板厚は１〜５ｍｍの範囲である、比較的薄いアルミニウム合金クラッド板である。

本発明のクラッド板では、積層の際に組み合わせるアルミニウム合金層の互いの組成によって、積層の仕方を変えることが必要である。図１、２を用いて、このような積層の仕方を説明する。

図１は、Ａｌ−Ｍｇ系の板（後述する表１のＡなどのアルミニウム合金層）を最表層側の前記アルミニウム合金層（両最外層、二つの最外層）として、Ａｌ−Ｚｎ系の板（後述する表１のＤあるいはＥなどのアルミニウム合金層）を各々その内側に積層し、中心にＡｌ−Ｍｇ系の板（後述する表１などのＡのアルミニウム合金層）を配置し、これらを合計で５層積層した例である。

図２は、やはりＡｌ−Ｍｇ系の板（後述する表１のＡなどのアルミニウム合金層）を最表層側の前記アルミニウム合金層（両最外層、二つの最外層）として、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の板を各々その内側に積層し、中心にＡｌ−Ｍｇ系の板（後述する表１のＡなどのアルミニウム合金層）を配置し、これらを合計で５層積層した例である。

これら図１、２はいずれも、互いに積層される板を、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を前記規定する範囲で各々含むアルミニウム合金層同士であって、少なくともＭｇかＺｎかの互いの含有量が異なるアルミニウム合金層同士とした本発明例である。

これら組み合わせるアルミニウム合金層のうち、Ｚｎを前記規定含有量範囲で含む、図１のＡｌ−Ｚｎ系、図２のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系のアルミニウム合金層は、耐食性に劣るため、クラッド板の耐食性を確保するために、クラッド板の内側になるように積層している。これらＺｎを含むアルミニウム合金層を、クラッド板の外側（表面側、表層側）になるように積層した場合には、Ｚｎの含有量が多いために、クラッド板ひいてはクラッド構造部材の耐食性が低下する。

したがって、これら図１、２では、クラッド板の最表層側（両方の最外側、両表面側、両表層側）のアルミニウム合金層には、Ａｌ−Ｍｇ系など、Ｍｇを前記含有量範囲（３〜１０質量％の範囲）で含むクラッド板を積層している。ただし、このようなＡｌ−Ｍｇ系などの場合でも、Ｍｇの他にＺｎ、Ｃｕを含む場合には、やはり耐食性が低下するので、耐食性を大きく低下させない、Ｚｎを２質量％以下（０質量％を含む）に各々抑制したアルミニウム合金層とする必要がある。

積層する層（後述する鋳塊あるいは板の枚数、積層数）は、クラッド板の特性を発揮させるためには、多層とするほど効果的で、５層（５枚）以上の層とすることが必要である。４層以下では、積層の仕方を工夫しても、板厚が１〜５ｍｍの範囲と比較的薄いアルミニウム合金クラッド板においては、特性的には単体の板（単板）と大差がなくなり、積層する意味が無くなる。一方で、クラッド板の特性としては、１５層（１５枚）を超えて積層すれば、より特性向上が望めるが、実用的な製造工程での生産性を考えると、非効率で非現実的になるため、１５層程度が上限である。

（クラッド板の製造方法）
拡散熱処理を施される前までの本発明クラッド板の製造方法につき説明する。
通常の単体の板（単板）では、前記７０００系などで、Ｍｇを１０質量％まで、あるいはＺｎを３０質量％までなど、本発明のように高合金化した場合には、延性が極端に低下して、圧延割れなどを起こして圧延できなくなる。これに対して、本発明では、薄板同士の、しかも組成の互いに異なる薄板同士の積層板（積層鋳塊）としているため、前記高合金化しても延性が高いので、薄板のクラッドまで冷間圧延を含めて、熱延可能である。すなわち、拡散熱処理を施される前までの本発明クラッド板は、通常の圧延工程により、圧延クラッド板として製造できる点が利点でもある。

このため、圧延によりクラッド板とする前に、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を規定する範囲で含むアルミニウム合金鋳塊あるいは板同士であって、ＭｇかＺｎかのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金鋳塊あるいは板同士を、互いに５〜１５枚積層（クラッド）する。そして、通常の圧延工程と同様に、必要に応じて均質化熱処理を施した後で、熱間圧延してクラッド板とできる。

前記板厚範囲で更に薄肉化するためには、これに加えて、中間焼鈍を必要により施しながら、冷間圧延する。これら圧延クラッド板に、必要により調質（焼鈍、溶体化などの熱処理）を施して、本発明クラッド板を製造する。
ここで、各アルミニウム合金鋳塊を各々別個に均質化熱処理した後に、互いに重ね合わせて積層した鋳塊を、熱延温度に再加熱後に熱間圧延しても良い。或いは、各アルミニウム合金鋳塊を各々別個に均質化熱処理した後に各々別個に熱間圧延を行い、さらに必要に応じて各々別個に中間焼鈍或いは冷間圧延を施して、各々別個に適当な板厚とした後に、互いに重ねあわせて積層した板材を、さらに冷間圧延を施してクラッド板とする工程でも良い。

本発明のクラッド板全体の板厚を１〜５ｍｍの比較的薄い範囲とするのは、この範囲が、前記した輸送機の構造部材で汎用されている板厚範囲ゆえである。板厚が１ｍｍ未満であれば、構造部材として必要な剛性、強度、加工性、溶接性などの必要特性を満たさない。一方、板厚が５ｍｍを超えた場合には、輸送機の構造部材へのプレス成形が困難となり、また重量増加によって、前記した輸送機の構造部材として必要な軽量化が図れない。

前記圧延クラッド法によって、最終的なクラッド板全体の板厚を１〜５ｍｍとするための、前記鋳塊の厚み（板厚）は、積層する枚数（層数）や圧延率などにも勿論よるが、５０〜２００ｍｍ程度である。また、最終的なクラッド板全体の板厚が１〜５ｍｍの場合の、積層された各合金層の厚みは、積層する枚数（層数）にもよるが０．０５〜２．０ｍｍ（５０〜２０００μｍ）程度である。
また、単体で均質化熱処理、熱間圧延、または冷間圧延を施した後に、積層して冷間圧延工程でクラッド板とするプロセスの場合、積層する段階の各板材の厚みは、積層する枚数（層数）や圧延率などにも勿論よるが、０．５〜５．０ｍｍ程度である。

（アルミニウム合金）
拡散熱処理前の（構造部材への成形前の）、クラッド板における、前記積層されたアルミニウム合金層の組成は、各々Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含むものとする。すなわち、クラッド（積層）される前のアルミニウム合金板や鋳塊、あるいはクラッドされたアルミニウム合金層の組成は、Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含むものとする。

また、拡散熱処理前の（構造部材への成形前の）、前記アルミニウム合金クラッド板全体のＭｇとＺｎとの各平均含有量は、前記積層された各アルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎの各含有量を平均化した値として、Ｍｇ：２〜８質量％、Ｚｎ：３〜２０質量％の範囲とする。

そして、前記組成のアルミニウム合金層（板）同士であって、少なくともＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層（板）同士が互いに積層され、前記アルミニウム合金クラッド板全体として、ＭｇとＺｎとを各々前記含有量範囲で含むことが、成形性と強度との兼備の上で必要となる。

（アルミニウム合金層の組成）
これらＭｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含むアルミニウム合金層とは、Ａｌ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｍｇ系の２元系アルミニウム合金であっても良い。また、これら２元系に、更に、Ｚｎ、ＭｇやＣｕ、Ｚｒ、Ａｇの選択的添加元素を加えた、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系などの３元系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｃｕ−Ｚｒなどの４元系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ―Ｃｕ−Ｚｒなどの５元系などであっても良い。

これらのアルミニウム合金層を、ＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が隣接して接合するように、互いに組み合わせて積層し、クラッド板全体としてはＭｇとＺｎとを、あるいはＣｕ、Ｚｒ、Ａｇの選択的添加元素などを、前記平均含有量範囲で含むように、所定枚数積層する。

以下に、クラッドされるアルミニウム合金層やクラッド板の組成としての、各元素の含有あるいは規制する意味につき個別に説明する。なお、クラッド板としての組成の場合は、各元素の含有量を、アルミニウム合金層の各元素の含有量から、積層される各板（全部の板）の各々の元素の含有量の平均値であると読み替える。含有量に関する以下の％表示は全て質量％の意味である。

Ｍｇ：３〜１０％
必須の合金元素であるＭｇは、Ｚｎとともに、クラッド板やクラッド構造部材の組織にクラスタ（微細析出物）を形成して加工硬化特性を向上させる。また、クラッド板やクラッド構造部材の組織や接合界面部に時効析出物を形成して強度を向上させる。Ｍｇ含有量が３％未満では強度が不足し、１０％を超えると、鋳造割れが発生し、またクラッド板（鋳塊）の圧延性が低下し、クラッド板の製造が困難になる。

Ｚｎ：５〜３０％
必須の合金元素であるＺｎは、Ｍｇとともに、クラッド板やクラッド構造部材の組織にクラスタ（微細析出物）を形成して加工硬化特性を向上させる。また、クラッド板やクラッド構造部材の組織や接合界面部に時効析出物を形成して強度を向上させる。Ｚｎ含有量が５％未満では強度が不足し、強度と成形性とのバランスも低下する。一方Ｚｎが３０％を超えると、鋳造割れが発生し、またクラッド板（鋳塊）の圧延性が低下し、クラッド板の製造が困難になる。製造可能な場合でも、粒界析出物ＭｇＺｎ_２が増えて粒界腐食が起こりやすくなり、耐食性が著しく劣化するし、成形性も低下する。

Ｃｕ、Ｚｒ、Ａｇのうちの１種または２種以上
Ｃｕ、Ｚｒ、Ａｇは、作用機構に多少の差はあるが、共にクラッド板やクラッド構造部材の強度を向上させる同効元素であり、必要により含有させる。
Ｃｕは強度向上効果の他に耐食性向上効果もある。Ｚｒは鋳塊及びクラッド板の結晶粒微細化によって、Ａｇはクラッド板やクラッド構造部材の組織や接合界面に形成される時効析出物の微細化によって、各々少量の含有でも強度向上効果がある。ただ、これらＣｕ、Ｚｒ、Ａｇの含有量が多すぎると、クラッド板の製造が困難になったり、製造可能でも、耐ＳＣＣ性などの耐食性が却って低下したり、延性や強度特性が却って低下するなどの、種々の問題が生じる。したがって、これらを選択的に含有させる場合は、Ｃｕ：０．５〜５質量％、Ｚｒ：０.３質量％以下（但し０％を含まず）、Ａｇ：０.８質量％以下（但し０％を含まず）とする。

その他の元素：
これら記載した以外のその他の元素は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）して含有を許容する。具体的には、Ｆｅ：０．５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｌｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：０.３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の、各々の含有量であれば、本発明に係るクラッド板の延性や強度特性を低下させず、含有が許容される。

（クラッド板全体の組成）
本発明では、前記アルミニウム合金層の組成とともに、前記拡散熱処理前のクラッド板全体の平均組成として、ＭｇとＺｎの平均含有量を規定する。
このクラッド板全体のＭｇとＺｎの平均含有量は、積層された前記各アルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎの各含有量を、前記したクラッド比率に対応した重み付けを行った加重相加平均値として求める。そして、この加重相加平均値として、クラッド板全体のＭｇとＺｎの平均含有量を、Ｍｇ：２〜８質量％、Ｚｎ：３〜２０質量％の範囲で含むものとする。
すなわち、クラッド板全体の平均組成として、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を前記規定する平均含有量範囲で各々含み、これに更に、Ｃｕ、Ｚｒ、Ａｇのうちの１種または２種以上を選択的に含有し、残部をアルミニウムおよび不可避的不純物とした組成からなるものとする。

ここで、クラッド板全体のＭｇとＺｎの平均含有量は、クラッド板の各アルミニウム合金層を構成する各々のアルミニウム合金のＭｇ、Ｚｎの含有量に、当該アルミニウム合金層のクラッド比率に対応した重み付けを行って求めた加重相加平均値とする。なお、クラッド比率とは、例えば５層のアルミニウム合金クラッド板において、各アルミニウム合金層が均等な厚みであれば、各アルミニウム合金層のクラッド比率は全て２０％となる。このクラッド比率を用いて、Ｍｇ、Ｚｎの含有量の加重相加平均値を算出し、クラッド板全体のＭｇとＺｎの平均含有量とする。

このクラッド板全体の平均組成として、Ｍｇ、Ｚｎの含有量の各々の平均含有量が少なすぎて、前記各下限値未満となった場合、クラッド板が５００℃×４時間の拡散熱処理を施した後の組織として、Ｍｇ、Ｚｎなどの積層した互いの板の組織への拡散が不足する。この結果、この拡散によって、これらＭｇ、Ｚｎなどで形成する新たな複合析出物（時効析出物）の、互いの接合界面部への析出量が不足する。このため、ＭｇとＺｎの濃度が各々３０〜７０％の範囲となっているＭｇとＺｎの相互拡散領域の前記板厚方向での合計の厚さが、前記アルミニウム合金クラッド板の板厚の４０％未満となって、前記アルミニウム合金クラッド板を高強度化できない。具体的には、このアルミニウム合金クラッド板に、拡散熱処理や人工時効処理を施してなる、アルミニウム合金クラッド構造部材の強度として、４００ＭＰa以上の０.２％耐力を有することができなくなる。

一方、このクラッド板全体の平均組成として、Ｍｇ、Ｚｎの含有量の各々の平均含有量が多すぎて、前記各上限値を超えた場合、クラッド板の延性が著しく低下する。したがって、前記構造部材用の７０００系アルミニウム合金板や超々ジュラルミン板、２０００系アルミニウム合金板や８０００系アルミニウム合金板と同等のレベルに、プレス成形性が低下して、クラッド板とする意味が無くなる。

本発明は、構造部材用の７０００系、超々ジュラルミン(Al-5.5%Zn-2.5%Mg合金）、２０００系、８０００系などのアルミニウム合金板の代替を意図している。すなわち、成形素材としてのクラッド板の段階では、これら高強度材の延性を大きく向上させるとともに、構造部材に成形後に、拡散熱処理や人工時効処理によって、これら従来の単板からなる高強度材並みに、高強度化させることを主眼としている。このため、最終的なクラッド板の組成は、クラッド板全体の組成として、前記構造部材用の７０００系アルミニウム合金板や超々ジュラルミン板、２０００系アルミニウム合金板や８０００系アルミニウム合金板の組成と同一か、あるいは、これに近似する組成とする必要がある。

したがって、このような観点からも、本発明のクラッド板の組成を、従来の構造用の７０００系、超々ジュラルミン、２０００系、８０００系などのアルミニウム合金板の単板に近づけることの意義がある。すなわち、これら従来のアルミニウム合金板の主要元素である、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を、Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の範囲で各々含むことの意義がある。
この点で、本発明クラッド板あるいはアルミニウム合金層は、前記従来のアルミニウム合金板の組成でも、選択的に含まれているＳｉやＬｉを含んでも良い。

（クラッド板の元素の相互拡散組織）
本発明では、以上のように合金組成自体や、合金組成の組み合わせで成形性を向上させたアルミニウム合金クラッド板を、その用途である構造部材にプレス成形した後で、拡散熱処理して、高強度化させる。この拡散熱処理をして高強度化させた後での、構造部材への成形は、できないことはないが、成形自体が困難となり、多大な労力を必要とする。

この拡散熱処理によって、クラッドしたアルミニウム合金層が含むＭｇ、Ｚｎを、積層した（接合した）アルミニウム合金層同士で相互拡散させる。このような元素の相互拡散によって、これらＭｇ、Ｚｎなどで形成する、Ｚｎ−Ｍｇ系の新たな微細複合析出物（時効析出物）を互いの接合界面部に、高密度に析出させて、界面部組織制御（ナノレベルのサイズの微細析出物の超高密度分散）を行う。これによって、拡散熱処理を施した後に、好ましくは更に人工時効処理を施した後の、クラッド板（構造部材）の高強度化を図ることができる。

したがって、本発明のアルミニウム合金クラッド板の元素の相互拡散組織とは、アルミニウム合金層の平均結晶粒径とともに、本願請求項で規定する通り、拡散熱処理が施された後のアルミニウム合金クラッド板の組織であり、実際には、アルミニウム合金クラッド板を成形した後の構造部材の組織である。
それを、本発明では、素材のアルミニウム合金クラッド板の組織としても判別できるよう、このアルミニウム合金クラッド板に拡散熱処理を施した場合の元素の相互拡散組織（ＭｇとＺｎの相互拡散領域）あるいは平均結晶粒径として規定している。
すなわち、成形して構造部材とした後に拡散熱処理を施しとせずとも、素材のアルミニウム合金クラッド板の段階で、その組織が判別、評価できるように、後述する実施例の通り、このアルミニウム合金クラッド板に、いわば試みとして拡散熱処理を施した場合の、ＭｇとＺｎの相互拡散領域や平均結晶粒径を規定している。

アルミニウム合金層が含むＭｇ、Ｚｎを、積層したアルミニウム合金層同士で相互拡散させるためには、前提として、互いに積層されるアルミニウム合金層は、Ｍｇ、Ｚｎの１種または２種を規定する範囲で各々含むアルミニウム合金層同士であって、少なくともＭｇかＺｎの互いの含有量が異なるアルミニウム合金層同士である必要がある。
すなわち、互いに同じＭｇ、Ｚｎの含有量では、互いの層の、その他の元素の含有量が例え違ったとしても、このＭｇとＺｎとの接合された層同士の相互拡散が生じないため、ＭｇとＺｎとの新たな微細複合析出物（時効析出物）を互いの接合界面部に、高密度に析出させることができず、高強度化が図れない。

前記クラッドするアルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎを多く含む前記特定の組成とすることや、互いに積層、接合される層を、少なくともＭｇかＺｎの互いの含有量が異なるアルミニウム合金層同士とすることは、単に延性の観点からだけではなく、拡散熱処理によって、前記元素の拡散による複合析出物が互いの接合界面部に析出させて高強度化するための組成でもある。

本発明では、このようなメカニズムの発現による高強度化を保証するために、拡散熱処理を施した後のアルミニウム合金クラッド板（あるいは構造部材）の、板厚方向のＭｇとＺｎの濃度分布として、積層された前記アルミニウム合金層の平均結晶粒径が、後述する通り、いずれも２００μｍ以下であるとともに、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有していることとする。

（平均結晶粒径）
前記拡散熱処理や、続く人工時効硬化処理（Ｔ６処理）を施された後の構造部材（あるいはクラッド板）の、積層された前記各アルミニウム合金層（板厚中心部）の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径を、２００μｍ以下の微細結晶粒とする。言い換えると、拡散熱処理によっても粗大化させないようにする。
すなわち、積層された前記各アルミニウム合金層（板厚中心部）の結晶粒径の全てを平均化した平均結晶粒径が２００μｍを超えた場合、積層されたアルミニウム合金層のうちの多くの結晶粒径が、２００μｍを超えて粗大化していることを意味する。
このため、アルミニウム合金層を積層したクラッド板に、前記Ｔ６処理や、更に塗装焼き付け処理を施された後の、アルミニウム合金クラッド構造部材が、４００ＭＰa以上の０.２％耐力を有することができなくなる。

本発明クラッド板の厚みや積層のために組み合わせる各々のアルミニウム合金層の厚みが厚い場合には、１層当たりのアルミニウム合金層の平均結晶粒径の、強度や成形性への寄与は小さくなる。しかし、本発明では、アルミニウム合金層同士が互いに５〜１５層（枚）積層（クラッド）されており、かつ、これら積層されたクラッド板全体の板厚が１〜５ｍｍの薄板であるので、１層当たりのアルミニウム合金層の平均結晶粒径の、強度や成形性への寄与が著しく大きくなる。

（示差走査熱分析曲線、示差走査熱量分析曲線）：
本発明では、拡散熱処理により、元素を相互拡散させて高強度化させた、アルミニウム合金クラッド構造部材の、更に、人工時効処理や、塗装焼き付け処理を施された後のＢＨ性を向上させる。したがって、本発明では、アルミニウム合金クラッド構造部材に対して、拡散熱処理と、人工時効処理や塗装焼付硬化処理を施すことを前提とする。

本発明は、このような人工時効処理や塗装焼付硬化処理でのベークハードによる高強度化（ＢＨ性）を保証するために、冶金的な設計思想としては、前記拡散熱処理と、続く人工時効硬化処理を施した後の（Ｔ６処理後の）、アルミニウム合金クラッド構造部材（アルミニウム合金クラッド板）の組織として、前記元素の拡散によるナノメートル（ｎｍ：１/１０００μｍ）レベルの微細な複合析出物を分散させることを目指す。

ただ、このような微細な析出物は、前記元素の拡散により、元素の濃度分布が板厚方向で異なるアルミニウム合金クラッド板やアルミニウム合金クラッド構造部材では、測定部位によって前記微細な析出物の分布状態も異なり、通常のＴＥＭなどによって直接測定することは非常に困難である。また、測定したとしても、その値が、アルミニウム合金クラッド板やアルミニウム合金クラッド構造部材を代表するものであるかどうか、ＢＨ性による高強度化と相関するものであるかどうか不明である。

したがって、本発明は、前記微細な析出物が存在する組織を、アルミニウム合金クラッド板やアルミニウム合金クラッド構造部材の示差走査熱分析曲線（以下、ＤＳＣとも言う）における、吸熱ピークと発熱ピークの特徴的な発生温度域によって、間接的に規定する。
これによって、本発明は、拡散熱処理を施された上で構造部材として使用される、アルミニウム合金クラッド板に、高強度化と高成形性とを兼備させる、前記冶金的な設計思想実現の保証や目安とする。

本発明は、アルミニウム合金クラッド構造部材のＢＨ性を向上させるために、前記ＤＳＣにおいて、後述する実施例（表２の発明例２）の図３のように、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲であるようにする。

また、本発明では、クラッド構造部材に成形する前の、素材アルミニウム合金クラッド板の、クラッド構造部材でのＢＨ性も保証しようとする。このため、素材アルミニウム合金クラッド板を、クラッド構造部材の前記拡散熱処理と人工時効硬化処理とを模擬した、熱処理を施した際の、示差走査熱分析曲線における吸熱ピークと発熱ピークとの温度位置によって、これを保証する。
すなわち、素材であるアルミニウム合金クラッド板に、５００℃×４時間保持後に冷却速度８０℃/秒で室温まで冷却する前記拡散熱処理後に、更に１２０℃×２４時間の人工時効硬化処理を施した、ワンポイントでのＴ６処理後の、前記ＤＳＣにおいて、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲であるようにする。

素材段階での評価に再現性を持たせるためには、素材アルミニウム合金クラッド板に施すＴ６処理の条件は、５００℃×４時間保持後に冷却速度８０℃/秒で室温まで冷却する前記拡散熱処理後に、更に１２０℃×２４時間の人工時効硬化処理を施すという、ワンポイントとする必要がある。
このように、前記拡散熱処理と人工時効硬化処理との条件を１つに絞って定めないと、前記拡散熱処理と人工時効硬化処理との条件によって、得られる示差走査熱分析曲線における吸熱ピークと発熱ピークとの温度位置は大きく異なるために、再現性が無い。

上記のように、ＤＳＣの吸熱および発熱のピーク温度を制御することで、ＢＨ性に優れた素材アルミニウム合金クラッド板あるいはクラッド構造部材を得ることができる。
これは、前記吸熱ピークのピーク温度を上記１９０℃以下の温度範囲に制御することにより、人工時効処理あるいは塗装焼付け処理の時に、拡散熱処理後に存在する析出物（準安定相）が溶解し、その後新たな析出物（安定相）が析出して、高強度化するものと推考される。

これに対して、後述する実施例（表２の比較例１８）の図４のように、前記吸熱ピークのピーク温度が、上記１９０℃よりも高いと、人工時効硬化処理あるいは塗装焼付け処理の時に、拡散熱処理後に存在する析出物（準安定相）の溶解が起こらず、この析出物が、そのまま粗大化することによって、強度が低下するものと推考される。
ちなみに、このような析出物が粗大化して強度が低下する傾向は、一般的な７０００系アルミニウム合金の単板を人工時効処理する場合に散見される。このことから、本発明におけるＤＳＣのピーク温度の制御によるＢＨ性の向上効果は、前記した従来の７０００系アルミニウム合金の単板とは異なり、本発明のアルミニウム合金クラッド板やクラッド構造部材に特有の傾向であることが分かる。
また、後述する実施例（表２の比較例１８）の図４のように、発熱ピークのピーク温度が２５０℃より高いと、新たな析出物の成長速度が遅くなり、強度が低下する。一方、発熱ピークのピーク温度が２２０℃より低いと、新たな析出物の成長速度が速く粗大化し、やはり、強度が低下する。

（拡散熱処理）
クラッド構造部材（あるいはクラッド板）の組織を上記のように、積層された前記各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径を２００μｍ以下とするとともに、高強度化を保証するための前記特定の厚さ以上のＭｇとＺｎの相互拡散領域を有するようにするためには、構造部材クラッド板を、好ましい条件で拡散熱処理することが必要である。この点で、構造部材（あるいはクラッド板）を、熱処理炉にて加熱して、目安としては、４７０℃〜５５０℃の温度で０．１〜２４時間保持する条件範囲から選択して、拡散熱処理する。

但し、当然ながら、積層するアルミニウム合金層の組成や、積層数、積層する組み合わせによって、拡散熱処理によるアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎの相互拡散や、拡散熱処理後の平均結晶粒径は大きく異なる。
このため、積層するアルミニウム合金層の前記条件によっては、前記条件範囲内であっても、温度が低すぎたり、保持時間が短すぎたりして、前記アルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎの相互拡散が不足して、ＭｇとＺｎの相互拡散領域が薄く（小さく）なって、高強度化できなくなる場合がある。
また、逆に、積層するアルミニウム合金層の前記条件によっては、前記条件範囲内であっても、拡散熱処理の温度が高すぎるか、あるいは保持時間が長すぎるかして、前記各アルミニウム合金層の平均結晶粒径が粗大化して、２００μｍ以下とすることができなくなり、やはり、高強度化できなくなる。
したがって、積層するアルミニウム合金層の組成や、積層数、積層する組み合わせに応じて、後述する実施例の通り、拡散熱処理の温度や時間の最適な条件を求めて（選択して）、精緻に制御する必要がある。

（人工時効処理）
以上のような拡散熱処理を施した後のクラッド構造部材（あるいはクラッド板）を、更に高強度化するために、好ましくは人工時効処理（人工時効硬化処理）を施す。
この高強度化につき、本発明では、クラッド板がプレス成形されてなるアルミニウム合金クラッド構造部材の高強度化の目安を、人工時効処理後の強度として、４００ＭＰa以上の０.２％耐力を有していることとしている。
このため、人工時効処理の温度や時間の条件は、所望の強度や素材のクラッド板の強度、あるいはクラッド板の製造後から人工時効処理するまでの室温時効の進行程度などから、決定される。
ちなみに、好ましい人工時効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。

ここで、本発明のアルミニウム合金クラッド板や構造部材で規定する、前記したＭｇとＺｎの相互拡散領域や、元素の相互拡散組織、そしてアルミニウム合金層の前記平均結晶粒径は、このような条件範囲の人工時効処理によっては、ほとんど変化しない。したがって、本発明のアルミニウム合金クラッド板や構造部材で規定する、前記したＭｇとＺｎの相互拡散領域の前記厚みや、アルミニウム合金層の前記平均結晶粒径の測定は、前記拡散熱処理後であっても、この拡散熱処理の後に更に前記人工時効処理を施した後であっても良い。

（塗装焼付け処理）
クラッド構造部材（あるいはクラッド板）の塗装焼付け処理は、通常の条件範囲で良く、１６０℃〜２１０℃で２０〜３０分行う。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
表１、２に示す、種々の複数のアルミニウム合金層が積層されるとともに、クラッド構造部材を模擬して、前記した特定のＴ６処理が施された、アルミニウム合金クラッド板を各々製造した。
そして、これらアルミニウム合金クラッド板の組織として、前記積層された各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径（μｍ）、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合ったＭｇとＺｎの相互拡散領域の有無、前記ＤＳＣにおける吸熱ピーク位置（℃）と発熱ピーク位置（℃）を測定した。
更に、これらアルミニウム合金クラッド板の機械的な特性やＢＨ性を測定、評価した。 これらの結果を表２に示す。

アルミニウム合金クラッド板の具体的な製造は以下の通りとした。
表１に示す合金組成のアルミニウム合金鋳塊を溶解、鋳造し、別個に、常法により均質化熱処理及び熱間圧延、必要により冷間圧延を施し、クラッド比率が全て積層数に応じた均等割合となるように、板厚を同じ１ｍｍに調整した板材を各々製造した。
これらの板材を、表２に示す各々の組み合わせで重ね合わせて積層し、この積層板材を、４００℃×３０分の再加熱後に、その温度で熱間圧延を開始する圧延クラッド法にてクラッド熱延板とした。
これらのクラッド熱延板を、各例とも更に４００℃×１秒の中間焼鈍を施しつつ、冷間圧延し、表２に示す各クラッド板厚（各層の合計板厚）のクラッド板とした。

これらクラッド板全体の板厚が１〜５ｍｍの場合の、積層された各合金板の厚みは、０.１〜２．０ｍｍ（１００〜２０００μｍ）程度の範囲であった。これらクラッド板のクラッド比率は、前記した通り、各アルミニウム合金層の厚み（クラッド比率）が各々均等になるように製造している。

これらのクラッド板を、各例とも、平均昇温速度４℃／分、到達温度４００℃で２時間保持後に、冷却速度２０℃／秒にて冷却する熱処理を施した後に、室温で１週間の保持後（室温時効後）、この製造したクラッド板の伸び（％）を、後述する室温引張り試験により調査した結果を、表２に示す。
さらに、前記製造したアルミニウム合金クラッド板に、構造部材としての使用を想定（模擬）して、５００℃×４時間保持後に冷却速度８０℃／秒で室温まで冷却する拡散熱処理を施した後に、共通して、室温で１週間の保持後、１２０℃で２４時間の人工時効処理（Ｔ６処理）を各々施し、このＴ６処理後のアルミニウム合金クラッド板から試料を採取した。

表２のアルミニウム合金クラッド板の欄に、このアルミニウム合金クラッド板全体としての、ＭｇとＺｎとの各平均含有量や、表１の板の合計積層数、板厚、積層した板の組み合わせとして表１に示すＡ〜Ｋまでのアルミニウム合金層（板）の種別を、積層した上側から下側への順に示す。

例えば、ＡＤＡＤＡ、ＢＥＢＥＢ、ＣＦＣＦＣなどの順に、５層、１１層、１３層の奇数層を積層したクラッド板は、表１のＡ、Ｂ、Ｃなどのアルミニウム合金層が、各クラッド板の両外側（最上側と最下側）に各々積層されており、表１のＤ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉなどの各アルミニウム合金層が、クラッド板の内側に積層されていることを意味する。

平均組成
表２に記載した、アルミニウム合金クラッド板の平均組成であるＭｇ、Ｚｎの各含有量は、各アルミニウム合金層（板）の厚みが均等なので、各アルミニウム合金層のクラッド比率は全て積層数に応じた均等割合とした加重相加平均値にて算出した。

これらＴ６処理後のアルミニウム合金クラッド板から試料を採取し、この試料の平均組成であるＭｇ、Ｚｎの各含有量、積層された各アルミニウム合金層板厚中心部の平均結晶粒径、前記ＤＳＣ特性、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合ったＭｇとＺｎの相互拡散領域を有するかどうかを、各々以下の方法で測定した。

平均結晶粒径
また、前記Ｔ６処理後の試料における、積層された各アルミニウム合金層の平均結晶粒径を測定した。すなわち、先ず、積層した全てのアルミニウム合金層の各板厚中心部における、前記ＭｇとＺｎの濃度分布を測定した同じ断面につき、１００倍の光学顕微鏡にてそれぞれ５視野ずつ観察して、結晶粒径を各々測定した。そして、これらの測定結果から、各アルミニウム合金層の板厚中心部毎の平均結晶粒径を各々求めた。さらに、これら各アルミニウム合金層の板厚中心部毎の平均結晶粒径を、積層した全てのアルミニウム合金層で平均化して、請求項１で規定する「積層された各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径」（μｍ）とした。この結果を表２に示す。

ＤＳＣ
ＤＳＣの測定は、試験装置：セイコ−インスツルメンツ製ＤＳＣ２２０Ｇ、標準物質：アルミ、試料容器：アルミ、昇温条件：１５℃／ｍｉｎ、雰囲気：アルゴン（５０ｍｌ／ｍｉｎ）、試料重量：２４．５〜２６．５ｍｇの同一条件で各々行い、得られた示差走査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、前記示差走査熱分析プロファイルでの１９０℃以下の温度範囲、および２２０〜２５０℃の温度範囲において、示差走査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各々最高の高さを有するピークであると識別できる、吸熱ピークと発熱ピークとを、各々識別した。

相互拡散領域
前記試料のＭｇとＺｎの相互拡散領域の測定は、クラッド板の幅方向の任意の５か所から採取した試料５個の、各々の各板厚方向の断面における板厚方向のＭｇとＺｎの濃度を、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて各々測定し、板厚方向に１μｍごとに測定したＭｇとＺｎの濃度から、前記拡散熱処理を施す前のアルミニウム合金層のＭｇとＺｎとの各含有量のうちの各最大量と比較して、各々３０〜７０％の範囲となっているＭｇとＺｎの相互拡散領域を、積層された各アルミニウム合金層間に各々有するかどうかで判断した。
この結果、発明例、比較例の各例とも、前記拡散熱処理によって、前記ＭｇとＺｎの相互拡散領域を積層された各アルミニウム合金層間に各々有していた。

機械的特性
また、前記Ｔ６処理後の試料を用いて、０．２％耐力（ＭＰa）を引張試験により測定した。更に、前記Ｔ６処理後の試料のＢＨ性を評価するため、この試料を、塗装焼き付け硬化処理を模擬した１８５℃×２０分の熱処理を施した後の０．２％耐力（ＭＰa）も引張試験により測定した。これらの結果を表２に示す。

各例とも、引張試験は、前記試料をＪＩＳ５号試験片に加工し、圧延方向に対して、引張方向が平行となるように室温引張試験を行い、全伸び（％）や０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。室温引張試験は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。前記製造後の（前記Ｔ６処理前の）クラッド板の全伸び（％）もこの要領にて測定した。

表２の発明例１〜１４は、アルミニウム合金クラッド板の内側に積層された前記アルミニウム合金層が各々Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含むとともに、前記最表層側のアルミニウム合金層が、Ｍｇを３〜１０質量％の範囲で含み、かつ、Ｚｎを２質量％以下（０質量％を含む）に抑制した組成からなる。
また、これらのアルミニウム合金層が、ＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が隣接して接合するよう、合計積層数が５〜１５層で、かつ全体の板厚が１〜５ｍｍとなるよう積層されている。
そして、前記アルミニウム合金クラッド板のＭｇとＺｎとの各平均含有量が、前記積層された各アルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎの各含有量を平均化した値として、Ｍｇ：２〜８質量％、Ｚｎ：３〜２０質量％の範囲である。
更に、前記特定の条件での拡散熱処理を含むＴ６処理後の前記アルミニウム合金クラッド板の組織として、前記積層された各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有している。そして、このアルミニウム合金クラッド板のＤＳＣにおいて、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲である。

この結果、各発明例は、前記製造後の（前記Ｔ６処理前の）クラッド板の伸びが１３％以上であり、高い成形性を示している。また、構造部材の熱処理を模擬したＴ６処理後の０.２％耐力が４００ＭＰa以上の高強度を示している。また、塗装焼き付け処理を模擬した熱処理後の０.２％耐力も更に高くなっており、ＢＨ性にも優れている。

これに対して、表２の比較例１５〜１９は、本発明で規定する、平均結晶粒径や、このアルミニウム合金クラッド板のＤＳＣにおける吸熱ピーク温度（位置）や発熱ピーク温度（位置）などの要件を満足していない。
この結果、伸びは高いものの、Ｔ６処理後の０.２％耐力が低すぎ、塗装焼き付け処理を模擬した熱処理後の０.２％耐力も低すぎ、ＢＨ性も劣っている。

比較例１５は、積層するアルミニウム合金層の組み合わせは前記発明例と同じであるものの、前記積層数がＡＤＡと３層で少なすぎる。このため、積層された前記アルミニウム合金層の平均結晶粒径が２００μｍを超えて大きすぎ、前記ＤＳＣにおける吸熱ピークが１９０℃を超え、発熱ピークも２５０℃を超えて外れている。
比較例１６、１９は、積層するアルミニウム合金層の組成が表１のＪやＫで、組成の規定を外れており、ＭｇやＺｎの含有量が少なすぎ、平均組成としても、これらの含有量が少なすぎる。このため、前記ＤＳＣにおける吸熱ピークが１９０℃を超えて外れている。
比較例１７、１８は、積層するアルミニウム合金層が、ＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が隣接して接合するよう積層されておらず、ＭｇかＺｎかの含有量が同じＤやＡのアルミニウム合金層同士が隣接して接合されている。このため、前記ＤＳＣにおける吸熱ピークが１９０℃を超えて外れている。

図３、４に実施例表２における各例のＤＳＣを代表して示す。図３は発明例２、図４は比較例１８のＤＳＣを各々示す。これらのＤＳＣから、図３の発明例２の吸熱ピークは、表２の通り、規定上限値１９０℃以下の１８０℃であるとともに、発熱ピークは２２０〜２５０℃の規定温度範囲内である２４０℃であることが分かる。これに対して、図４の比較例１８の吸熱ピークは、表２の通り、規定上限値１９０℃を超える２１５℃であるとともに、発熱ピークは規定上限値２５０℃を超える２５２℃であることが分かる。

これらの実施例から、高強度化と高成形性とを兼備したアルミニウム合金クラッド板とするための、本発明の各要件の意義が裏付けられる。

本発明によれば、従来の７０００系アルミニウム合金などの単板の、高い強度レベルにおける成形性との矛盾を解決し、高強度化と高成形性とを兼備したアルミニウム合金クラッド板あるいはこのクラッド板が成形された輸送機用の構造部材を提供できる。

Claims (4)

1. 複数のアルミニウム合金層が積層されたアルミニウム合金クラッド板であって、
   このアルミニウム合金クラッド板の最表層側の前記アルミニウム合金層の内側に積層された、前記アルミニウム合金層が、各々Ｍｇ：３〜１０質量％、Ｚｎ：５〜３０質量％の１種または２種を含み、残部がアルミニウム及び不可避的不純物であるとともに、
   前記最表層側のアルミニウム合金層が、Ｍｇを３〜１０質量％の範囲で含み、かつ、Ｚｎを２質量％以下（０質量％を含む）に抑制し、残部がアルミニウム及び不可避的不純物である組成からなり、
   これらのアルミニウム合金層が、ＭｇかＺｎのいずれかの含有量が互いに異なるアルミニウム合金層同士が隣接して接合するよう、合計積層数が５〜１５層で、かつ全体の板厚が１〜５ｍｍとなるよう積層されており、
   前記アルミニウム合金クラッド板のＭｇとＺｎとの各平均含有量が、前記積層された各アルミニウム合金層のＭｇ、Ｚｎの各含有量を平均化した値として、Ｍｇ：２〜８質量％、Ｚｎ：３〜２０質量％の範囲であり、
   前記アルミニウム合金クラッド板に、５００℃×４時間保持後に冷却速度８０℃／秒で室温まで冷却する前記拡散熱処理後に、更に１２０℃×２４時間の人工時効硬化処理を施した後の、前記アルミニウム合金クラッド板の組織として、前記積層された各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、積層されたアルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有しており、かつ、このアルミニウム合金クラッド板の示差走査熱分析曲線において、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲である、
   ことを特徴とするアルミニウム合金クラッド板。
2. 前記アルミニウム合金クラッド板の最表層側の前記アルミニウム合金層の内側に積層された、前記アルミニウム合金層が、さらに、Ｃｕ：０．５〜５質量％、Ｚｒ：０．３質量％以下（但し０％を含まず）、及びＡｇ：０．８質量％以下（但し０％を含まず）の１種又は２種以上を含む、請求項１に記載のアルミニウム合金クラッド板。
3. 前記最表層側のアルミニウム合金層が、さらに、Ｃｕ：０．５〜５質量％、Ｚｒ：０．３質量％以下（但し０％を含まず）、及びＡｇ：０．８質量％以下（但し０％を含まず）の１種又は２種以上を含む、請求項１又は請求項２に記載のアルミニウム合金クラッド板。
4. 請求項１、請求項２又は請求項３に記載のアルミニウム合金クラッド板がプレス成形されてなり、前記プレス成形後に拡散熱処理と人工時効処理とが施された構造部材であって、
   この構造部材の組織として、積層された前記各アルミニウム合金層の結晶粒径を平均化した平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、積層された前記アルミニウム合金層同士のＭｇとＺｎとが互いに拡散し合った、ＭｇとＺｎの相互拡散領域を有しており、
   この構造部材の示差走査熱分析曲線において、吸熱ピークが１９０℃以下の温度であるとともに、発熱ピークが２２０〜２５０℃の温度範囲である、
   ことを特徴とするアルミニウム合金クラッド構造部材。