WO2015132932A1 - 構造用アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

構造用アルミニウム合金及びその製造方法 Download PDF

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aluminum alloy
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英貴 中西
一成 則包
峰生 浅野
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株式会社Uacj
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to a structural aluminum alloy, more specifically, a structural Al—Zn—Mg—Cu-based aluminum alloy plate, and a method for producing the same.
  • Patent Documents 1-3 propose an aluminum alloy with an increased strength.
  • the structural aluminum alloy plate according to one aspect of the present invention contains, as each component, Zn: 7.0 to 12.0 mass%, Mg: 1.5 to 4.5 mass%, Cu: 1.0 to 3 0.0 mass%, Zr: 0.05 to 0.30 mass%, Ti: 0.005 to 0.5 mass%, and each content of Si, Fe, Mn, and Cr is Si: 0.5
  • this structural aluminum alloy plate has an orientation density of at least one of the three crystal orientations of the Brass orientation, the S orientation, and the Copper orientation at a random ratio of 20 or more, and Cube.
  • Zn 7.0 to 12.0 mass%, Mg: 1.5 to 4.5 mass%, Cu: 1. 0 to 3.0% by mass, Zr: 0.05 to 0.30% by mass, Ti: 0.005 to 0.5% by mass, and each content of Si, Fe, Mn, and Cr is changed to Si: 0.5% by mass or less, Fe: 0.5% by mass or less, Mn: 0.3% by mass or less, Cr: 0.3% by mass or less, and the remaining components other than these are inevitable impurities and aluminum. It is the method of manufacturing the structural aluminum alloy plate which becomes.
  • the production method includes a step of hot rolling at a total rolling reduction of 90% or more and a strain rate of 0.01 s -1 or more, and after the hot rolling step, at a temperature of 400 to 480 ° C. for 1 to 10 hours.
  • the above manufacturing method may further include a cold rolling step between the hot rolling step and the solution treatment step.
  • the above manufacturing method may further include a step of performing free forging before the hot rolling step.
  • a structural aluminum alloy plate having excellent strength and ductility can be provided.
  • the structural aluminum alloy plate of the present invention belongs to an Al—Zn—Mg—Cu aluminum alloy known as a 7000 alloy. That is, the structural aluminum alloy plate of this embodiment is an Al—Zn—Mg—Cu-based aluminum alloy plate. However, in the following, it is simply referred to as a structural aluminum alloy plate.
  • the structural aluminum alloy plate of this embodiment includes zinc (Zn), magnesium (Mg), copper (Cu), zirconium (Zr), titanium (Ti), silicon (Si), iron (Fe), and Mn (manganese). , And Cr (chromium) as a main component. Moreover, as a remainder component, an unavoidable impurity and aluminum (Al) are included. Each of these components will be described below. In the following specification, “mass%” is simply expressed as “%”. (1) Zn Zn increases the strength. When the content of Zn is less than 7.0%, the effect of increasing the strength cannot be obtained. Further, when the content of Zn exceeds 12.0%, Zn—Mg-based crystallized substances and precipitates are formed, and ductility is lowered.
  • the Zn content is 7.0 to 12.0%.
  • the Zn content is preferably 8.0 to 11.0%.
  • Mg Mg increases strength. If the content of Mg is less than 1.5%, the effect of increasing the strength cannot be obtained. Further, when the content of Mg exceeds 4.5%, Zn—Mg-based and Al—Mg—Cu-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility is lowered. Therefore, in the structural aluminum alloy plate of this embodiment, the Mg content is 1.5 to 4.5%. The Mg content is preferably 1.5 to 3.5%.
  • Cu Cu increases strength. If the content of Cu is less than 1.0%, the effect of increasing the strength cannot be obtained.
  • the Cu content is 1.0 to 3.0%.
  • the Cu content is preferably 1.0 to 2.5%.
  • Zr Zr suppresses recrystallization during the solution treatment and increases the strength. When the content of Zr is less than 0.05%, recrystallization cannot be suppressed and the effect of increasing the strength cannot be obtained. Further, when the content of Zr exceeds 0.30%, Al—Zr-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility is lowered.
  • the Zr content is 0.05 to 0.30%.
  • the Zr content is preferably 0.05 to 0.20%.
  • Ti Ti is a component contained in a refining agent added for the purpose of refining ingot crystal grains.
  • the content of Ti exceeds 0.5%, an Al—Ti-based crystallized product or precipitate is formed, and the ductility is lowered.
  • the Ti content is 0.005 to 0.5%.
  • the Ti content is preferably 0.35% or less.
  • Si Si lowers the ductility, and when the content exceeds 0.5%, Al—Fe—Si-based and Si-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility decreases. Therefore, the Si content is regulated to 0.5% or less. Moreover, it is preferable that Si content is 0.4% or less.
  • Fe Fe reduces ductility, and when its content exceeds 0.5%, Al—Fe—Si-based and Al—Fe-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility decreases. Therefore, the Fe content is regulated to 0.5% or less. Moreover, it is preferable that Fe content is 0.35% or less.
  • Mn Mn reduces ductility, and when its content exceeds 0.3%, Al—Mn-based and Al—Fe—Si—Mn-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility decreases. Therefore, the Mn content is restricted to 0.3% or less. Further, the Mn content is preferably 0.2% or less.
  • Cr Cr lowers the ductility, and when the content exceeds 0.3%, an Al—Cr-based crystallized product or precipitate is formed, and the ductility is lowered. Therefore, the Cr content is restricted to 0.3% or less. Moreover, it is preferable that Cr content is 0.2% or less.
  • the structural aluminum alloy plate of this embodiment contains aluminum and inevitable impurities as the remaining components in addition to the components (1) to (9) described above. About these remaining components, since it is a matter generally known in the said technical field, detailed description is abbreviate
  • each above-mentioned Si, Fe, Mn, and Cr containing component are regulatory components. Therefore, structural aluminum alloy sheets that do not contain any of these regulating components (that is, the content is 0) are also included in the scope of the present invention.
  • the metal such as the structural aluminum alloy plate of the present embodiment is a polycrystalline material.
  • Such a distribution state of the crystal lattice direction (crystal orientation) of each crystal grain existing in the polycrystalline material is called a texture (crystal texture).
  • Typical crystal orientations present in the aluminum alloy plate include a Brass orientation, an S orientation, a Copper orientation, a Cube orientation, a CR orientation, a Goss orientation, an RW orientation, and a P orientation. And the property of a metal is prescribed
  • A About the Brass, S, and Copper orientations The Brass, S, and Copper orientations have the effect of increasing strength. When the degree of integration is low and the orientation density of all three types of crystal orientations is less than 20, the effect of increasing the strength cannot be obtained.
  • the orientation density (random ratio, the same applies hereinafter) of one or more crystal orientations among the three types of crystal orientations of the Brass orientation, the S orientation, and the Copper orientation is 20 or more. is there.
  • the orientation density of one or more crystal orientations is preferably 25 or more.
  • (B) Cube orientation, CR orientation, Goss orientation, RW orientation, P orientation Cube orientation, CR orientation, Goss orientation, RW orientation, and P orientation are crystal orientations observed in the recrystallized structure, and have the effect of reducing strength. Have. If each orientation density exceeds 10, the strength decreases.
  • all of the orientation densities (random ratios) of the five types of crystal orientations of Cube orientation, CR orientation, Goss orientation, RW orientation, and P orientation are 10 or less.
  • the orientation density of all of these five types of crystal orientations is preferably 5 or less.
  • the structural aluminum alloy plate of the present embodiment having the above-described components and crystal structure has properties that the tensile strength is 660 MPa or more, the proof stress is 600 MPa or more, and the elongation at break is 10% or more.
  • the structural aluminum alloy plate according to the present embodiment has the above-mentioned properties, which proves that it has sufficient strength and is excellent in ductility. Therefore, according to the present invention, a structural aluminum alloy plate suitable for, for example, an aerospace vehicle and a vehicle can be obtained.
  • the manufacturing method of the present embodiment includes Zn: 7.0 to 12.0%, Mg: 1.5 to 4.5%, Cu: 1.0 to 3.0%, Zr: 0.05 to 0.30. %, Ti: 0.005 to 0.5%, and each content of Si, Fe, Mn, and Cr is Si: 0.5% or less, Fe: 0.5% or less, Mn: 0.3 % And Cr: 0.3% or less, respectively, and a structural aluminum alloy plate containing inevitable impurities and aluminum as the remaining components is produced.
  • This manufacturing method includes a hot rolling process, a solution treatment process performed after the hot rolling process, a quenching process performed after the solution treatment process, and an artificial process performed after the quenching process.
  • An aging treatment step An aging treatment step.
  • a cold rolling process may be further included between the hot rolling process and the solution treatment process.
  • the manufacturing method of this embodiment may further include a step of performing free forging before the hot rolling step.
  • Hot rolling process is a rolling process performed maintaining the temperature more than predetermined temperature (for example, metal recrystallization temperature). In the present embodiment, hot rolling is performed under the conditions of a total rolling reduction of 90% or more and a strain rate of 0.01 s ⁇ 1 or more.
  • the total rolling reduction is the reduction rate of the sheet thickness of the material to be rolled in the rolling process.
  • the strain rate is a numerical value representing the reduction rate of the sheet thickness with respect to the unit processing time in the rolling process.
  • the total rolling reduction ratio of hot rolling is higher, at least one of the azimuth density of the Brass azimuth, S azimuth, and Copper azimuth becomes higher and the strength becomes higher. If the total rolling reduction is less than 90%, the effect of improving the strength cannot be obtained. Therefore, in the manufacturing method according to the present embodiment, the total rolling reduction of hot rolling is 90% or more. In order to further increase the strength of the resulting structural aluminum alloy sheet, it is preferable that the total rolling reduction of hot rolling is 93% or more.
  • the strain rate of hot rolling increases, the density of at least one of the Brass orientation, the S orientation, and the Copper orientation increases, and the strength increases. If the strain rate is less than 0.01 s ⁇ 1 , the required strength cannot be obtained. Therefore, in the manufacturing method according to the present embodiment, the strain rate of hot rolling is set to 0.01 s ⁇ 1 or more. In order to further increase the strength of the resulting structural aluminum alloy sheet, it is preferable to set the hot rolling strain rate to 0.03 s ⁇ 1 or more.
  • the total rolling reduction and strain rate in the current manufacturing equipment, the total rolling reduction of 99% and the strain rate of about 400 s -1 are the guidelines for the upper limit.
  • the conditions other than the above in the hot rolling step are not particularly limited, and may be performed under normal hot rolling conditions performed in the technical field of the present invention.
  • the temperature at the time of hot rolling is preferably 300 ° C. or more, and more preferably 300 to 470 ° C.
  • B) Cold rolling process is a rolling process performed at the temperature below predetermined temperature (for example, metal recrystallization temperature). In the present embodiment, this cold rolling step may be included after the hot rolling step. In the production method of the present invention, it is not always necessary to perform the cold rolling process, and the desired mechanical properties can be sufficiently realized without the cold rolling process. However, the effect of improving the strength is obtained by including the cold rolling step.
  • the higher the total rolling reduction the better the effect of improving the strength. That is, the higher the total rolling reduction in the cold rolling step, the higher the density of at least one of the Brass orientation, the S orientation, and the Copper orientation, and the strength becomes higher. Then, when performing a cold rolling process, it is preferable that the total rolling reduction in the said process is 20% or more.
  • the conditions other than the above in the cold rolling step are not particularly limited, and may be performed under the conditions of normal cold rolling performed in the technical field of the present invention.
  • C Solution treatment process
  • a solution treatment process is the process which makes the crystallized substance and precipitate which exist in a metal structure solid solution. In the present embodiment, this solution treatment step is included after the hot rolling step, or when the cold rolling step is performed, after the cold rolling step.
  • the temperature of the solution treatment step is set within a range of 400 to 480 ° C. In order to further improve the strength and ductility, the temperature of the solution treatment step is more preferably set within the range of 420 to 480 ° C.
  • the solution treatment time is set within a range of 1 to 10 hours. In order to further improve the strength and ductility, the solution treatment time is preferably 1.5 to 8 hours.
  • the conditions other than the above in the solution treatment step are not particularly limited, and may be performed under the usual solution treatment conditions performed in the technical field of the present invention.
  • (D) Quenching process The quenching process is a process of rapidly lowering the material temperature to near room temperature without precipitating the component elements dissolved in the solution treatment process (that is, while being melted). Examples of the quenching treatment include quenching in water, in which material is put into water immediately after the solution treatment, and thus rapid cooling is performed.
  • the material In the quenching process, if the material cannot be cooled to a temperature of 90 ° C. or less within 1 minute, precipitation occurs during quenching, so that the intrusion cannot be sufficiently achieved and the required strength and ductility cannot be obtained. In order to further improve the strength and ductility, it is more preferable to cool the material to a temperature of 80 ° C. or less within 50 seconds.
  • the conditions other than the above in the quenching process are not particularly limited, and may be performed under the conditions of normal quenching performed in the technical field of the present invention.
  • (E) Artificial aging treatment step If the temperature of the artificial aging treatment is less than 80 ° C, precipitation does not progress and the effect of improving strength by precipitation strengthening cannot be obtained. In addition, when the temperature of the artificial aging treatment exceeds 180 ° C., the effect of improving the strength by precipitation strengthening cannot be obtained because it precipitates coarsely. Therefore, in the manufacturing method according to this embodiment, the artificial aging treatment temperature is set within the range of 80 to 180 ° C. In order to further improve the strength, the artificial aging treatment temperature is preferably in the range of 100 to 180 ° C.
  • the artificial aging treatment time is set within a range of 5 to 30 hours. In order to further improve the strength, the artificial aging treatment time is preferably 8 to 28 hours.
  • the conditions other than the above in the artificial aging treatment step are not particularly limited, and may be performed under the conditions of normal artificial aging treatment performed in the technical field of the present invention.
  • (F) Free forging process In this embodiment, the free forging process may be included before the hot rolling process.
  • the ingot structure is broken and the strength and ductility are improved.
  • the free forging step the ingot structure is destroyed and the strength and ductility are improved.
  • the compression rate is not particularly limited, but if free forging is performed, the compression rate is preferably 30% or more.
  • the conditions other than the above in the free forging step are not particularly limited, and may be performed under the conditions of normal free forging performed in the technical field of the present invention.
  • a structural aluminum alloy plate having sufficient strength and excellent ductility can be manufactured. . Therefore, according to the present invention, a structural aluminum alloy plate suitable for, for example, an aerospace vehicle and a vehicle can be obtained.
  • Example 1 In Example 1, first, various aluminum alloys A to V containing each metal element with the components shown in Table 1 were formed by DC casting to obtain an ingot having a thickness of 500 mm and a width of 500 mm. In Table 1, “Bal.” Means a residual component (Balance).
  • the ingots of these aluminum alloys A to V were each homogenized for 10 hours at a temperature of 450 ° C., and then hot rolled at a temperature of 400 ° C. and a strain rate of 0.3 s ⁇ 1. It carried out and obtained the hot-rolled board with a plate thickness of 20 mm.
  • the obtained various hot-rolled sheets were subjected to a solution treatment for 3 hours at a temperature of 450 ° C., and then quenched in water to cool to 75 ° C. or less in 50 seconds. Subsequently, an artificial aging treatment was performed at a temperature of 140 ° C. for 10 hours.
  • the obtained various structural aluminum alloy plates were used as test materials 1 to 22, and the tensile strength, 0.2% proof stress and elongation at break were measured at room temperature, and the results are shown in Table 2. It was. In addition, each measuring method of tensile strength, 0.2% proof stress, and elongation at break was performed in accordance with a test method specified in Japanese Industrial Standards (JIS) as a tensile test method of a metal material (JIS number). : Refer to JISZ2241). The tensile direction in the tensile test was the rolling direction.
  • JIS Japanese Industrial Standards
  • the texture measurement method was carried out according to the following procedure.
  • a test piece having a length of 25 mm and a width of 25 mm is cut and sampled from the center of the width of the plate-shaped test material, and the surface is obtained until the surface perpendicular to the thickness direction becomes the measurement surface and becomes half the original plate thickness. Sharpened. Thereafter, finish polishing was performed using SiC abrasive paper ( ⁇ 305 mm, particle size 2400) manufactured by Marumoto Struers Co., Ltd.
  • test piece for pole figure measurement by the X-ray reflection method.
  • the pole figure was created using the X-ray reflection method, and the azimuth density of each azimuth
  • the structural aluminum alloy plates of the test materials 1 to 9 obtained using the aluminum alloys A to I having chemical components included in the scope of the present invention are all tensile.
  • the strength was 660 MPa or more
  • the 0.2% proof stress was 600 MPa or more
  • the aluminum alloy sheets of the test materials 10 to 22 obtained using the aluminum alloys J to V having chemical components that depart from the scope of the present invention have any component contained in the aluminum alloy.
  • the tensile strength, 0.2% proof stress, and elongation at break were low.
  • test material 10 uses the aluminum alloy J having a Zn content of less than 7.0%, the effect of improving the strength cannot be obtained, and the tensile strength is less than 660 MPa, 0.2 % Proof stress was less than 600 MPa.
  • test material 11 uses the aluminum alloy K having a Zn content exceeding 12.0%, a Zn—Mg based crystallized product or precipitate is formed, the ductility is lowered, and the elongation at break is reduced. It was less than 10%.
  • test material 12 uses the aluminum alloy L having a Mg content of less than 1.5%, the effect of improving the strength cannot be obtained, the tensile strength is less than 660 MPa, and the 0.2% proof stress is It was less than 600 MPa. Further, since the test material 13 uses the aluminum alloy M having a Mg content exceeding 4.5%, Zn—Mg-based and Al—Mg—Cu-based crystallized substances and precipitates are formed, and the ductility is increased. The elongation at break was less than 10%.
  • test material 14 uses the aluminum alloy N whose Cu content is less than 1.0%, the effect of improving the strength cannot be obtained, the tensile strength is less than 660 MPa, and the 0.2% proof stress is It was less than 600 MPa. Further, since the test material 15 uses an aluminum alloy O in which the Cu content exceeds 3.0%, it forms Al—Cu-based and Al—Mg—Cu-based crystallized substances and precipitates, and is ductile. The elongation at break was less than 10%.
  • test material 16 uses the aluminum alloy P whose Zr content is less than 0.05%, the effect of improving the strength cannot be obtained, the tensile strength is less than 660 MPa, and the 0.2% proof stress is It was less than 600 MPa. Further, since the test material 17 uses an aluminum alloy Q having a Zr content exceeding 0.30%, an Al—Zr-based crystallized product or precipitate is formed, the ductility is lowered, and the elongation at break is reduced. It was less than 10%.
  • test material 18 uses an aluminum alloy R having a Si content exceeding 0.5%, Al-Fe-Si-based and Si-based crystals and precipitates are formed, and the ductility is lowered. The elongation at break was less than 10%.
  • test material 19 uses the aluminum alloy S having an Fe content of more than 0.5%, it forms Al—Fe—Si based and Al—Fe based crystallized substances and precipitates, and is ductile. The elongation at break was less than 10%.
  • test material 20 uses the aluminum alloy T having a Ti content exceeding 0.5%, an Al—Ti crystallized product or precipitate is formed, the ductility is lowered, and the elongation at break is reduced. It was less than 10%.
  • test material 21 uses an aluminum alloy U having a Mn content exceeding 0.3%, an Al—Mn-based or Al—Fe—Si—Mn-based crystallized product or precipitate is formed.
  • the ductility decreased and the elongation at break was less than 10%.
  • test material 22 uses the aluminum alloy V in which the Cr content exceeds 0.3%, an Al—Cr-based crystallized product or precipitate is formed, the ductility is lowered, and the elongation at break is reduced. It was less than 10%.
  • Example 2 In Example 2, first, Zn 10.2%, Mg 2.9%, Cu 1.8%, Zr 0.16%, Si 0.22%, Fe 0.13%, Ti 0.05%, Mn 0.02%, Cr 0.01 %, And a DC ingot having a thickness of 500 mm and a width of 500 mm having a chemical composition consisting of unavoidable impurities and the balance of aluminum.
  • the obtained aluminum alloy ingot was processed under the forging conditions, hot rolling conditions, cold rolling conditions, solution treatment conditions, quenching conditions, and artificial aging conditions shown in Table 3, and the thickness 2 Test materials 23 to 38 of various structural aluminum alloy plates of 0.0 mm were obtained.
  • the texture measurement method was carried out according to the following procedure.
  • a test piece having a length of 25 mm and a width of 25 mm is cut and sampled from the center of the width of the plate-shaped test material, and the surface is obtained until the surface perpendicular to the thickness direction becomes the measurement surface and becomes half the original plate thickness. Sharpened. Thereafter, finish polishing was performed using SiC abrasive paper ( ⁇ 305 mm, particle size 2400) manufactured by Marumoto Struers Co., Ltd.
  • test piece for pole figure measurement by the X-ray reflection method.
  • the pole figure was created using the X-ray reflection method, and the azimuth density of each azimuth
  • test materials 23 to 26 and 29 obtained by adopting the artificial aging treatment conditions all showed excellent characteristics with respect to tensile strength, 0.2% proof stress and elongation at break.
  • test materials 27, 28 and 33 obtained in this way had insufficient texture development, and the orientation density of crystal orientations was outside the scope of the present invention.
  • test materials 30, 32, and 34 to 38 obtained by adopting various conditions that deviate from the scope of the production method of the present invention are out of the scope of the present invention.
  • the test material 31 had a solution treatment temperature outside the range of the present invention, partial melting occurred during the solution treatment, and a test material for evaluation could not be obtained.

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Abstract

　本発明は、Ｚｎ：７．０～１２．０質量％、Ｍｇ：１.５～４．５質量％、Ｃｕ：１．０～３．０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板、及び、その製造方法に関する。

Description

構造用アルミニウム合金及びその製造方法
　本発明は、構造用アルミニウム合金、より具体的には、構造用Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系アルミニウム合金板、およびその製造方法に関する。
　従来から、航空機、宇宙機および車両用の構造用材料として、鉄鋼材料と比較して比重が小さいという特徴を有するアルミニウム合金が多用されてきた。構造用材料としてさらなる軽量化が求められている中で、アルミニウム合金の高強度化が要求されている。例えば、特許文献１－３では、高強度化を図ったアルミニウム合金が提案されている。
特許第４２８５９１６号公報 特許第４７１２１５９号公報 特許第５０８３８１６号公報
　しかし、アルミニウム合金の高強度化の要求を満たすために、従来の製造方法を用いて高強度化を実施すると延性が低下することが問題となる。延性の低下は構造用材料として好ましくないが、延性を向上させると、一般的に強度は低下する。従って、従来の製造方法では、高強度と高延性を同時に両立するアルミニウム合金板を製造することは困難であった。
　以上より、本発明の一側面では、強度に優れ、かつ延性にも優れた構造用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することが望ましい。
　本発明の一側面にかかる構造用アルミニウム合金板は、各含有成分として、Ｚｎ：７．０～１２．０質量％、Ｍｇ：１.５～４．５質量％、Ｃｕ：１．０～３．０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、これら以外の残部成分は、不可避的不純物とアルミニウムからなる。さらに、この構造用アルミニウム合金板は、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及びＣｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、少なくとも１種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比で２０以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比ですべて１０以下である集合組織を有しており、引張強さが６６０ＭＰａ以上、耐力が６００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上である。
　本発明の一側面にかかる構造用アルミニウム合金板の製造方法は、各含有成分として、Ｚｎ：７．０～１２．０質量％、Ｍｇ：１.５～４．５質量％、Ｃｕ：１．０～３．０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、これら以外の残部成分は不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板を製造する方法である。該製造方法は、総圧下率９０％以上、ひずみ速度０.０１ｓ-1以上の熱間圧延を行う工程と、前記熱間圧延の工程の後に、４００～４８０℃の温度で１～１０時間の溶体化処理を行う工程と、前記溶体化処理の工程の後に、１分以内に９０℃以下の温度まで冷却する焼入れ工程と、前記焼入れ工程の後に、８０～１８０℃の温度において５～３０時間の人工時効処理を行う工程と、を含む。
　上記の製造方法では、熱間圧延の工程と溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含んでもよい。
　上記の製造方法では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含んでもよい。
　本発明によれば、強度と延性に優れた構造用アルミニウム合金板を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態を説明する。但し、本発明は以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施し得る。また、異なる実施態様を適宜組み合わせて得られる構成についても、本発明の範疇に含まれる。
　本発明の構造用アルミニウム合金板は、７０００系合金として知られるＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系アルミニウム合金に属する。すなわち、本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ－Ｃｕ系アルミニウム合金板である。但し、以下では単に、構造用アルミニウム合金板と称する。
　本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、亜鉛（Ｚｎ）、マグネシウム（Ｍｇ）、銅（Ｃｕ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、ケイ素（Ｓｉ）、鉄（Ｆｅ）、Ｍｎ（マンガン）、及び、Ｃｒ（クロム）を主な含有成分として含んでいる。また、残部成分として、不可避的不純物及びアルミニウム（Ａｌ）を含んでいる。これらの各含有成分について、以下に説明する。なお、以下の明細書中では、「質量％」を単に「％」と表示する。
（１）Ｚｎ
　Ｚｎは強度を高める。Ｚｎは、その含有量が７．０％未満の場合、強度を高める効果が得られない。また、Ｚｎは、その含有量が１２．０％を超える場合、Ｚｎ－Ｍｇ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｚｎ含有量は７．０～１２．０％である。また、Ｚｎ含有量は８．０～１１．０％であることが好ましい。
（２）Ｍｇ
　Ｍｇは強度を高める。Ｍｇは、その含有量が１．５％未満の場合、強度を高める効果が得られない。また、Ｍｇは、その含有量が４．５％を超える場合、Ｚｎ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｍｇ含有量は１．５～４．５％である。また、Ｍｇ含有量は１．５～３．５％であることが好ましい。
（３）Ｃｕ
　Ｃｕは強度を高める。Ｃｕは、その含有量が１．０％未満の場合、強度を高める効果が得られない。また、Ｃｕは、その含有量が３．０％を超える場合、Ａｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｃｕ含有量は１．０～３．０％である。また、Ｃｕ含有量は１．０～２．５％であることが好ましい。
（４）Ｚｒ
　Ｚｒは溶体化処理時の再結晶を抑制し、強度を高める。Ｚｒは、その含有量が０．０５％未満の場合、再結晶を抑制できず、強度を高める効果が得られない。また、Ｚｒは、その含有量が０．３０％を超える場合、Ａｌ－Ｚｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｚｒ含有量は０．０５～０．３０％である。また、Ｚｒ含有量は０．０５～０．２０％であることが好ましい。
（５）Ｔｉ
　Ｔｉは、鋳塊結晶粒の微細化を目的として添加される微細化剤に含まれる成分である。Ｔｉは、その含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ－Ｔｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。また、Ｔｉは、その含有量が０．００５％未満の場合は、十分な鋳塊結晶粒の微細化効果が得られない。従って、Ｔｉの含有量は、０．００５～０．５％である。また、Ｔｉ含有量は０．３５％以下であることが好ましい。
（６）Ｓｉ
　Ｓｉは延性を低下させ、その含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ｓｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は、０．５％以下に規制される。また、Ｓｉ含有量は０．４％以下であることが好ましい。
（７）Ｆｅ
　Ｆｅは延性を低下させ、その含有量が０．５％を超える場合、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、Ｆｅの含有量は、０．５％以下に規制される。また、Ｆｅ含有量は０．３５％以下であることが好ましい。
（８）Ｍｎ
　Ｍｎは延性を低下させ、その含有量が０．３％を超える場合、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、Ｍｎの含有量は、０．３％以下に規制される。また、Ｍｎ含有量は０．２％以下であることが好ましい。
（９）Ｃｒ
　Ｃｒは延性を低下させ、その含有量が０．３％を超える場合、Ａｌ－Ｃｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下する。従って、Ｃｒの含有量は、０．３％以下に規制される。また、Ｃｒ含有量は０．２％以下であることが好ましい。
（１０）アルミニウム及び不可避的不純物
　本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、上述の（１）～（９）の成分以外に、アルミニウム及び不可避的不純物を残部成分として含んでいる。これらの残部成分については、当該技術分野において一般的に知られている事項であるため、詳しい説明を省略する。
　なお、上述のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有成分は、規制成分である。したがって、これらの規制成分を全く含んでいない（すなわち、含有量が０である）構造用アルミニウム合金板も本発明の範疇に含まれる。
　続いて、本実施形態の構造用アルミニウム合金板の結晶構造について、以下に説明する。
　本実施形態の構造用アルミニウム合金板などの金属は、多結晶材料である。このような多結晶材料中に存在する各結晶粒の結晶格子の向き（結晶方位）の分布状態のことを、集合組織（結晶集合組織）という。
　アルミニウム合金板中に存在する代表的な結晶方位としては、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位などが挙げられる。そして、これらの各方位がどの程度の体積分率で含まれているかによって、金属の性質が規定される。上述の各方位に関しては、当業者には周知の内容であるため、詳しい説明は省略する。
（Ａ）Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位について
　Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位は強度を高める効果を有する。集積度が低く、これら３種類全ての結晶方位の方位密度が２０未満の場合、強度を高める効果が得られない。
　従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、１種類以上の結晶方位の方位密度（ランダム比、以下同じ）が２０以上である。また、これら３種類の結晶方位のうち、１種類以上の結晶方位の方位密度は、２５以上であることが好ましい。
（Ｂ）Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位
　Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、Ｐ方位は再結晶組織で観察される結晶方位であり、強度を低下させる効果を有する。それぞれの方位密度が１０を超える場合、強度が低下する。
　従って、本実施形態の構造用アルミニウム合金板では、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度（ランダム比）の全てが、１０以下である。また、これら５種類の結晶方位の全ての方位密度は、５以下であることが好ましい。
　以上のような含有成分及び結晶構造を有する本実施形態の構造用アルミニウム合金板は、引張強さが６６０ＭＰａ以上、耐力が６００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上であるという性質を有する。
　本実施形態にかかる構造用アルミニウム合金板は、上記のような性質を有していることにより、充分な強度を有し、かつ、延性にも優れていることが裏付けられる。したがって、本発明によれば、例えば航空・宇宙機用および車両用として好適な構造用アルミニウム合金板を得ることができる。
　続いて、本実施形態において、構造用アルミニウム合金板を製造する方法について説明する。
　本実施形態の製造方法は、Ｚｎ：７．０～１２．０％、Ｍｇ：１.５～４．５％、Ｃｕ：１．０～３．０％、Ｚｒ：０．０５～０．３０％、Ｔｉ：０．００５～０．５％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、及び、Ｃｒ：０．３％以下にそれぞれ規制し、残部成分として不可避的不純物とアルミニウムを含む構造用アルミニウム合金板を製造する方法である。
　この製造方法は、熱間圧延の工程と、該熱間圧延の工程の後に行う溶体化処理の工程と、該溶体化処理の工程の後に行う焼入れ処理と、該焼入れ処理の工程の後に行う人工時効処理の工程と、を少なくとも含む。
　また、本実施形態の製造方法では、熱間圧延の工程と溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含んでもよい。また、本実施形態の製造方法では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含んでもよい。
　以下に、各工程の詳細について説明する。
（ａ）熱間圧延工程
　熱間圧延工程は、所定温度（例えば、金属の再結晶温度）以上の温度を維持しながら行う圧延工程である。本実施形態では、総圧下率９０％以上、及び、ひずみ速度０．０１ｓ-1以上という条件で、熱間圧延が行われる。
　総圧下率とは、圧延工程における被圧延材料の板厚の減少率のことである。また、ひずみ速度とは、圧延工程において単位加工時間に対する板厚の減少率を表した数値のことである。
　熱間圧延の総圧下率は、その数値が高い程、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、強度が高くなる。総圧下率が９０％未満では、強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、熱間圧延の総圧下率を９０％以上としている。得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより高めるためには、熱間圧延の総圧下率を９３％以上とすることが好ましい。
　また、熱間圧延のひずみ速度は、その数値が大きい程、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、強度が高くなる。ひずみ速度が０．０１ｓ-1未満では必要な強度が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、熱間圧延のひずみ速度を０．０１ｓ-1以上としている。得られる構造用アルミニウム合金板の強度をより高めるためには、熱間圧延のひずみ速度を０．０３ｓ-1以上とすることが好ましい。
　なお、総圧下率およびひずみ速度について、特に上限は規定されないが、現状の製造設備においては、総圧下率９９％、ひずみ速度４００ｓ-1程度が上限の目安となる。
　熱間圧延工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の熱間圧延の条件で行えばよい。但し、熱間圧延時の温度は、３００℃以上で行うことが好ましく、３００～４７０℃の範囲内の温度で行うことがより好ましい。
（ｂ）冷間圧延工程
　冷間圧延工程は、所定温度（例えば、金属の再結晶温度）以下の温度で行う圧延工程である。本実施形態では、熱間圧延工程の後に、この冷間圧延工程が含まれていてもよい。なお、本発明の製造方法においては、冷間圧延工程を必ずしも行う必要はなく、冷間圧延工程なしで目的とする機械的性質は十分に実現される。しかし、冷間圧延工程を含むことで、強度の向上という効果が得られる。
　冷間圧延工程においても、熱間圧延工程と同様に、総圧下率が高い程、強度向上の効果が得られる。すなわち、冷間圧延工程における総圧下率が高い程、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位のうち、少なくとも一つの方位密度が高くなり、強度が高くなる。そこで、冷間圧延工程を行う場合には、当該工程における総圧下率は２０％以上であることが好ましい。
　冷間圧延工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の冷間圧延の条件で行えばよい。
（ｃ）溶体化処理工程
　溶体化処理工程は、金属組織中に存在する晶出物や析出物を固溶させる処理のことである。本実施形態では、熱間圧延工程の後に、あるいは、冷間圧延工程を行う場合には冷間圧延工程の後に、この溶体化処理工程が含まれている。
　溶体化処理工程において、温度が４００℃未満であると、十分に溶体化できずに強度及び延性が得られない。また、溶体化処理工程において、温度が４８０℃を超えると、材料の固相線温度を超えるため、部分的に融解が発生する。従って、本実施形態にかかる製造方法では、溶体化処理工程の温度は４００～４８０℃の範囲内に設定される。また、強度及び延性をより向上させるためには、溶体化処理工程の温度は、４２０～４８０℃の範囲内に設定されることがより好ましい。
　溶体化処理工程において、処理時間が１時間未満であると、十分に溶体化できずに強度及び延性が得られない。また、溶体化処理工程において、処理時間が１０時間を超えると、結晶粒が粗大化し、必要な強度が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、溶体化処理時間は１～１０時間の範囲内に設定される。また、強度及び延性をより向上させるためには、溶体化処理時間が１．５～８時間であることが好ましい。
　溶体化処理工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の溶体化処理の条件で行えばよい。
（ｄ）焼入れ工程
　焼入れ工程は溶体化処理工程により固溶させた成分元素を析出させないまま（すなわち、溶入化させたまま）で室温近くまで材料温度を急速に低下させる処理のことである。焼入れ処理の例としては、溶体化処理直後に水中に材料を投入することで、急速な冷却を行う、水中焼入れなどが挙げられる。
　焼入れ工程において、材料を１分以内に９０℃以下の温度まで冷却できないと焼入れ中に析出が生じるため、溶入化が十分達成されず、必要な強度及び延性が得られない。また、強度及び延性をより向上させるためには、材料を５０秒以内に８０℃以下の温度まで冷却することがより好ましい。
　焼入れ工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の焼入れの条件で行えばよい。
（ｅ）人工時効処理工程
　人工時効処理の温度は、８０℃未満では析出が進まず析出強化による強度向上の効果が得られない。また、人工時効処理の温度が１８０℃を超える場合は粗大に析出するため析出強化による強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、人工時効処理温度は８０～１８０℃の範囲内に設定される。また、強度をより向上させるためには、人工時効処理温度は１００～１８０℃の範囲内とすることが好ましい。
　人工時効処理時間は、５時間未満では十分に析出せずに析出強化による強度向上の効果が得られない。また、人工時効処理時間は、３０時間を超えると、析出物が粗大化し、強度向上の効果が得られない。従って、本実施形態にかかる製造方法では、人工時効処理時間は５～３０時間の範囲内に設定される。また、強度をより向上させるためには、人工時効処理時間は８～２８時間とすることが好ましい。
　人工時効処理工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の人工時効処理の条件で行えばよい。
（ｆ）自由鍛造工程
　本実施形態では、熱間圧延工程の前に、自由鍛造工程が含まれていてもよい。
　熱間圧延工程の前に自由鍛造を行うことにより、鋳塊組織が壊され、強度および延性が向上する。なお、本発明の製造方法においては、自由鍛造を必ずしも行う必要はなく、自由鍛造の工程なしで目的とする機械的性質は十分に実現される。しかし、自由鍛造工程を含むことで、鋳塊組織が破壊され、強度および延性が向上する。
　自由鍛造工程では、圧縮率が高いほど、鋳塊組織が破壊され、強度および延性が向上する。従って、本実施形態にかかる製造方法では、圧縮率は特に限定されないが、自由鍛造を実施するのであれば、圧縮率は３０％以上であることが好ましい。
　自由鍛造工程における上記以外の条件については、特に限定はされず、本発明の技術分野で行われる通常の自由鍛造の条件で行えばよい。
　以上の（ａ）から（ｆ）の工程を含む本実施形態にかかる製造方法によれば、充分な強度を有し、かつ、延性にも優れている構造用アルミニウム合金板を製造することができる。したがって、本発明によれば、例えば航空・宇宙機用および車両用として好適な構造用アルミニウム合金板を得ることができる。
　以下、本発明の実施例を、比較例と対比しながら説明し、本発明の効果を実証する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されない。
　〔実施例１〕
　実施例１では、まず、表１に示す含有成分で各金属元素を含む各種のアルミニウム合金Ａ～Ｖ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．」とは、残余成分（Ｂａｌａｎｃｅ）のことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　次いで、それらアルミニウム合金Ａ～Ｖの鋳塊に対して、それぞれ、４５０℃の温度で１０時間の均質化処理を施した後、４００℃の温度、ひずみ速度０．３ｓ-1で熱間圧延を実施し、板厚２０ｍｍの熱間圧延板を得た。得られた各種熱間圧延板を４５０℃の温度で３時間の溶体化処理を行い、その後、５０秒で７５℃以下まで冷却する水中焼入れを実施した。続いて、１４０℃の温度で１０時間の人工時効処理を行った。
　そして、得られた各種構造用アルミニウム合金板を試験材１～２２とし、それぞれについて、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びを室温下にて測定し、それらの結果を表２に示した。なお、引張強さ、０．２％耐力、及び、破断伸びの各測定方法は、金属材料の引張試験法として日本工業規格（ＪＩＳ）において規定されている試験方法に準じて行った（ＪＩＳ番号：ＪＩＳＺ２２４１参照）。引張試験における引張方向は圧延方向とした。
　また、集合組織の測定方法は以下の手順にて実施した。板状試験材の幅中央部から長さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるようにして元板厚の１／２になるまで面削を行った。その後、丸本ストルアス株式会社製ＳｉＣ研磨紙（φ３０５ｍｍ、粒度２４００）を用いて仕上研磨をした。
　その後、硝酸、塩酸、フッ酸を混合した腐食液で１０秒間程度の腐食を行い、Ｘ線反射法による極点図測定用の試験片を作製した。得られた各試験片について、Ｘ線反射法を用いて極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行うことで、各方位の方位密度を決定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　かかる表２の結果から明らかなように、本発明の範囲に含まれる化学成分を有するアルミニウム合金Ａ～Ｉを用いて得られた試験材１～９の構造用アルミニウム合金板は、何れも、引張強さ６６０ＭＰａ以上、０．２％耐力６００ＭＰａ以上であり、かつ、破断伸び１０％以上という優れた特性を有するものであった。
　これに対して、本発明の範囲を逸脱する化学成分を有するアルミニウム合金Ｊ～Ｖを用いて得られた試験材１０～２２のアルミニウム合金板は、何れかの成分について、アルミニウム合金中の含有量が少なすぎたり、多すぎたりしているため、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びの少なくともいずれか一つが低いという結果となった。
　具体的には、試験材１０は、Ｚｎの含有量が７．０％未満であるアルミニウム合金Ｊを用いているため、強度向上の効果が得られず、引張強さが６６０ＭＰａ未満、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。また、試験材１１は、Ｚｎの含有量が１２．０％を超えるアルミニウム合金Ｋを用いているため、Ｚｎ－Ｍｇ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材１２は、Ｍｇの含有量が１．５％未満であるアルミニウム合金Ｌを用いているため、強度向上の効果が得られず、引張強さが６６０ＭＰａ未満、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。また、試験材１３は、Ｍｇの含有量が４．５％を超えるアルミニウム合金Ｍを用いているため、Ｚｎ－Ｍｇ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材１４は、Ｃｕの含有量が１．０％未満であるアルミニウム合金Ｎを用いているため、強度向上の効果が得られず、引張強さが６６０ＭＰａ未満、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。また、試験材１５は、Ｃｕの含有量が３．０％を超えるアルミニウム合金Ｏを用いているため、Ａｌ－Ｃｕ系、Ａｌ－Ｍｇ－Ｃｕ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材１６は、Ｚｒの含有量が０．０５％未満であるアルミニウム合金Ｐを用いているため、強度向上の効果が得られず、引張強さが６６０ＭＰａ未満、０．２％耐力が６００ＭＰａ未満であった。また、試験材１７は、Ｚｒの含有量が０．３０％を超えるアルミニウム合金Ｑを用いているため、Ａｌ－Ｚｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材１８は、Ｓｉの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｒを用いているため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ｓｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材１９は、Ｆｅの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｓを用いているため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材２０は、Ｔｉの含有量が０．５％を超えるアルミニウム合金Ｔを用いているため、Ａｌ－Ｔｉ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材２１は、Ｍｎの含有量が０．３％を超えるアルミニウム合金Ｕを用いているため、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　さらに、試験材２２は、Ｃｒの含有量が０．３％を超えるアルミニウム合金Ｖを用いているため、Ａｌ－Ｃｒ系の晶出物や析出物を形成し、延性が低下し、破断伸びが１０％未満であった。
　〔実施例２〕
　実施例２では、まず、Ｚｎ１０．２％、Ｍｇ２．９％、Ｃｕ１．８％、Ｚｒ０．１６％、Ｓｉ０．２２％、Ｆｅ０．１３％、Ｔｉ０．０５％、Ｍｎ０．０２％、Ｃｒ０．０１％、および不可避的不純物とアルミニウム残部からなる化学成分を有する、厚さ５００ｍｍ、幅５００ｍｍのＤＣ鋳塊を得た。
　次いで、得られたアルミニウム合金鋳塊を、表３に示される鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件で処理し、板厚２．０ｍｍの各種構造用アルミニウム合金板の試験材２３～３８を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　そして、得られた各種試験材について、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びを室温下にて測定し、それらの結果を表４に示した。なお、引張強さ、０．２％耐力、及び、破断伸びの各測定方法は、金属材料の引張試験法として日本工業規格（ＪＩＳ）において規定されている試験方法に準じて行った（ＪＩＳ番号：ＪＩＳＺ２２４１参照）。引張試験における引張方向は圧延方向とした。
　また、集合組織の測定方法は以下の手順にて実施した。板状試験材の幅中央部から長さ２５ｍｍ、幅２５ｍｍの試験片を切断、採取し、厚さ方向に垂直な面が測定面になるようにして元板厚の１／２になるまで面削を行った。その後、丸本ストルアス株式会社製ＳｉＣ研磨紙（φ３０５ｍｍ、粒度２４００）を用いて仕上研磨をした。
　その後、硝酸、塩酸、フッ酸を混合した腐食液で１０秒間程度の腐食を行い、Ｘ線反射法による極点図測定用の試験片を作製した。得られた各試験片について、Ｘ線反射法を用いて極点図を作成し、球面調和関数による級数展開法で三次元方位解析を行うことで、各方位の方位密度を決定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　かかる表３および表４の結果から明らかなように、本発明の製造方法の範囲に含まれる諸条件（すなわち、鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件）を採用して得られた試験材２３～２６および２９は、何れも、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びに関して優れた特性を示した。
　これに対して、本発明の製造方法の範囲を逸脱する諸条件（すなわち、鍛造条件、熱間圧延条件、冷間圧延条件、溶体化処理条件、焼入れ条件、及び、人工時効処理条件）を採用して得られた試験材２７、２８および３３は、集合組織の発達が不十分であり、結晶方位の方位密度が本発明の範囲外となっていた。あるいはまた、本発明の製造方法の範囲を逸脱する諸条件を採用して得られた試験材３０、３２および３４～３８は、機械的性質が本発明の範囲外になっていた。また、試験材３１は溶体化処理温度が本発明の範囲外であり、溶体化処理中に部分融解が発生し、評価するための試験材が得られなかった。

Claims (4)

  1. 　構造用アルミニウム合金板であって、Ｚｎ：７．０～１２．０質量％、Ｍｇ：１.５～４．５質量％、Ｃｕ：１．０～３．０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなり、
    　Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、及び、Ｃｏｐｐｅｒ方位という３種類の結晶方位のうち、少なくとも１種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比で２０以上であり、かつ、
    　Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位、Ｇｏｓｓ方位、ＲＷ方位、及び、Ｐ方位という５種類の結晶方位の方位密度が、ランダム比ですべて１０以下である集合組織を有しており、引張強さが６６０ＭＰａ以上、耐力が６００ＭＰａ以上、破断伸びが１０％以上であることを特徴とする構造用アルミニウム合金板。
  2. 　Ｚｎ：７．０～１２．０質量％、Ｍｇ：１.５～４．５質量％、Ｃｕ：１．０～３．０質量％、Ｚｒ：０．０５～０．３０質量％、Ｔｉ：０．００５～０．５質量％を含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの各含有量を、Ｓｉ：０．５質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下にそれぞれ規制し、残部は、不可避的不純物とアルミニウムからなる構造用アルミニウム合金板の製造方法であって、
    　総圧下率９０％以上、ひずみ速度０.０１ｓ-1以上の熱間圧延を行う工程と、
    　前記熱間圧延の工程の後に、４００～４８０℃の温度で１～１０時間の溶体化処理を行う工程と、
    　前記溶体化処理の工程の後に、１分以内に９０℃以下の温度まで冷却する焼入れ工程と、
    　前記焼入れ工程の後に、８０～１８０℃の温度において５～３０時間の人工時効処理を行う工程と、
    　を含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
  3. 　請求項２に記載の構造用アルミニウム合金板の製造方法おいて、
    　前記熱間圧延の工程と前記溶体化処理の工程との間に、冷間圧延の工程をさらに含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
  4. 　請求項２または請求項３の構造用アルミニウム合金板の製造方法において、
    　前記熱間圧延工程の前に、自由鍛造を行う工程をさらに含むことを特徴とする構造用アルミニウム合金板の製造方法。
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