結構材料用鋁合金板的制作方法

結構材料用鋁合金板的制作方法
【專利摘要】一邊抑制由常規方法制造的、特定組成的7000系鋁合金板的Zn量，一邊利用與Mg量的平衡，保持高強度，并且，對于使制造后的板在室溫時效時的晶界析出物的Zn與Mg的平均組成比和對該板進一步進行人工時效硬化處理之后的板的晶內析出物的Zn與Mg的平均組成比加以控制，使之兼備結構材料所要求的高強度、成形性和耐腐蝕性。
【專利說明】
結構材料用錯合金板
技術領域
[0001] 本發明設及使加工性提高，耐腐蝕性也優異的高強度的結構材料用侶合金板。所 謂本發明的侶合金板，是社制板，是對于通過社制而制造的板進行固溶化和澤火處理后，再 經過2周W上室溫時效之后的板，是指面向結構材料的成形加工之前和人工時效硬化處理 前的板。另外，本發明中所說的使之經過室溫時效的板的組織，是指在所述固溶化和澤火處 理后再經過2周W上室溫時效之后的板的組織。
【背景技術】
[0002] 近年來，從地球環境等方面考慮，對汽車車體的輕量化的社會性的要求日益高漲。 為了響應運樣的要求，進行的是在汽車車體之中，針對面板（引擎罩、車口、車頂等的外面 板、內面板），和加強件(保險杠 R/F)及車口橫梁等的補強材等，應用侶合金材料，部分性地 取代鋼板等的鋼鐵材料。
[0003] 但是，為了使汽車車體更輕量化，汽車構件之中也特別有助于輕量化車架、柱等的 汽車結構構件，也需要擴大侶合金材的應用。但是，運些汽車結構構件所要求的0.2%屈服 強度為350MPaW上等，與所述汽車面板相比，需要高強度化。在運一點上，在所述汽車面板 中所使用的，成形性、強度和耐腐蝕性，還有低合金組成下再循環性優異的JIS至AA6000系 侶合金板中，即使控制組成和調質（固溶化處理和澤火處理，再進行人工時效硬化處理），仍 與達成所述高強度化相去甚遠。
[0004] 因此，在運樣的高強度的汽車結構構件中，需要使用要求有運樣同等高強度的作 為所述補強材使用的JIS至AA7000系侶合金板。但是，作為A1-化一Mg系侶合金7000系侶合 金，一般耐腐蝕性差。另外，因為是使Zn和Mg所構成的析出物M扣ri2高密度分布而達成高強 度的合金，所W有發生應力腐蝕開裂下，SCC)的危險性。為了對此加 W防止，實際情況是 不得不進行過時效處理，在0.2%屈服強度為300M化左右使用，作為高強度合金的特征薄 弱。
[0005] 因此，強度和耐SCC性運兩方都優異的7000系侶合金擠壓材的組成控制，和析出物 等的組織控制，過去提出有種種。相對于此，7000系侶合金板中，現有的組成控制和析出物 等的組織控制例，與板的實用化少相應而極少。
[0006] 其中，在專利文獻1中，對于使烙液急冷凝固后進行冷社，再經過人工時效硬化處 理后的7000系侶合金板的結晶晶粒內的結晶析出物，通過400倍的光學顯微鏡的測量，使大 小(面積換算成等價的當量圓直徑)為3 .OwnW下，使平均面積分率為4.5% W下，W使強度 和延伸率提局。
[0007] 另外，在專利文獻2、3中，為了實現結構材料用的7000系板的高強度化、高耐SCC性 化，在鍛造鑄塊后，在溫熱加工域反復社制，W使組織細小。運是為了通過細化組織，從而抑 制取向差為20° W上的大角晶界，其是構成成為耐SCC性降低的原因的晶界和晶內的電位差 的要因，W便得到3~10°的小角晶界為25% W上的集合組織。但是，運樣的溫社的反復，在 常規方法的熱社、冷社的方式中，是為了不得到運樣的小角晶界為25% W上的集合組織而 進行的。因此，由于與常規方法存在工序上的巨大差異，所w在用于制板上很難稱得上是實 用的方法。
[000引現有技術文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1:日本國特開2009 -144190號公報 [00川專利文獻2:日本國特開2001-335874號公報 [0012] 專利文獻3:日本國特開2002-241882號公報 [001引發明的概要
[0014] 發明要解決的課題
[0015] 如此，強度和耐SCC性運兩者均優異的7000系侶合金的組成控制和析出物，或集合 組織等的組織控制等，過去在擠壓材的領域被提出種種。但是，關于鑄塊在均熱處理后進行 熱社和冷社運樣的，遵循常規方法制造的社制板，實際情況是，除了包覆板、急冷凝固法、溫 社等的特殊的社制或制法W外，沒怎么提出。
[0016] 而且，擠壓材其熱加工工序等的制造過程與所述社制板完全不同，完成的晶粒、出 物等的組織，例如晶粒是在擠壓方向上伸長的纖維狀等，與晶粒基本上是等軸粒的社制板 也大不相同。因此，所述擠壓材的組成控制和析出物等的組織控制等的提出，不能直接適用 于7000系侶合金板，而且，也不能直接適用于由該7000系侶合金板構成的汽車結構構件，對 強度和耐SCC性運兩者的提高到底是否有效并不清楚。即，除非實際確認，否則絕不能預想。
[0017] 因此，關于由所述常規方法制造的7000系侶合金板的強度和耐SCC性兩者均優異 的組織控制技術，現狀是尚無有效的手段，不明之外很多，還有闡明的余地。另外，一般關于 耐腐蝕性，會設及通過Zn添加而使電位低，而從強度和耐腐蝕性的觀點出發，需要降低Zn添 加量。但是，若降低Zn含量，則雖然耐腐蝕性有所改善，但所述結構構件中作為必要特性的 彎曲性等的成形加工性提高，而另一方面則是強度降低，與高強度化矛盾成為技術上困難 的課題。

【發明內容】

[0018] 鑒于上述課題，本發明的目的在于，提供一種汽車構件等的結構材料用7000系侶 合金板，其作為由所述常規方法制造的社制板，即使在室溫時效后，也兼備強度和成形加工 性，耐腐蝕性也優異。
[0019] 用于解決課題的手段
[0020] 為了達成此目的，本發明結構材料用侶合金板的要旨在于，是W質量％計，分別含 有化:3.0~6.0%、]\%:2.5~4.5%、〇1:0.05~0.5%，且化的含量口11巧0]\%的含量[]\%]滿足 [Zn]>-0.3[1肖]+4.5的關系，余量由4巧日不可避免的雜質構成的運一組成的41 -化一]\% 系侶合金板，其中，使該板在固溶化和澤火處理后經過室溫時效的組織中，W60000倍的透 射型電子顯微鏡觀察到的晶界析出物的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)在0.5~3.0的范圍， 對于所述固溶化和澤火處理后經過室溫時效的板，進行下述(I)或（II)中的任意一者，
[0021] (I)第一段熱處理溫度在70~100°C的范圍并為2小時W上，第二段熱處理溫度在 100~170°C的范圍并為5小時W上的二段人工時效處理，
[0022] (II)熱處理溫度在100~150°C的范圍并為12~36小時的一段人工時效處理，
[0023] 在此后的板的組織中，W60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶內析出物的Zn 和Mg的平均組成比（化/Mg)在1.5~3.5的范圍。
[0024] 發明的效果
[0025] 本
【發明人】們，在為了提高耐腐蝕性而抑制Zn含量，另一方面，為了確保強度和成形 性而增加 Mg含量的運種組成的7000系侶合金板中，著眼于經過室溫時效的板組織的晶界與 晶內的析出物，對于運些析出物的組成對特性造成的影響進行了分析。
[0026] 其結果發現，若減少制造后的板經室溫時效而生成的晶界析出物中的Zn含量(Zn 組成比），則能夠使在該晶界析出物中消耗(浪費）的Zn量降低，確保基體中的化固溶量。而 且，如果能夠如此確保基體中的化固溶量，則即使下調作為合金組成的化含量，也能夠使其 后的人工時效處理時的人工時效析出物(晶內析出物)的形成所需要的Zn量最大化，帶來強 度與成形性的平衡、BH性最大化。
[0027] 另外發現，若減少人工時效處理時所形成的、作為時效析出物的晶內析出物中的 Zn含量(Zn組成比），則人工時效處理時生成的晶內析出物(量)的形成所需要的Zn量很少就 行。因此，即使下調作為合金組成的化含量，也能夠使人工時效處理時的、有助于強化的時 效析出物的析出量最大化，使強度與成形性的平衡、BH性最大化。
[0028] 通過運樣的析出物的組成控制，本發明中，即使是抑制了Zn含量的7000系侶合金 板，也能夠使強度與延展性(成形性)的平衡和BH性提高，作為由常規方法制造的社制板，能 夠提供兼備強度和成形性下，也稱為成形加工性或加工性），耐SCC性等的耐腐蝕性也優 異的結構用7000系侶合金板。
[0029] 在本發明中，因為像運樣對于因室溫時效而生成的晶界析出物組成進行規定，所 W由所述TCM進行的組織的測量，不是在所述調質處理之后不久的沒有經過室溫時效的板 的狀態下進行，而是對于作為目標而經過2周W上室溫時效(室溫放置)之后的板，并在成形 加工成結構材料之前和人工時效硬化處理前的板進行。
【具體實施方式】
[0030] W下，對于本發明的實施的方式，就各要件具體地加 W說明。
[0031] 本發明中所謂的侶合金板，是指通過社制而制造的板，鑄塊在均熱處理后被熱社， 再冷社而成為冷社板，再實施固溶化和澤火處理等的調質處理的狀態代號計為T4)由常 規方法制造的7000系侶合金板。換言之，就是不包括由如下方法制造的板，即，對于所述專 利文獻2、3的鑄塊進行鍛造之后，再反復溫社運樣特殊的社制方法、和雙漉等省略了熱社的 薄板連鑄法等。
[0032] 此外，本發明中所說的侶合金板，是規定W上述方式制造的7000系侶合金板的經 過了室溫時效的組織，且作為原材侶合金板被成形加工成用途的結構材料的板。因此，是W 上述方式制造的板經過了室溫時效(室溫放置)之后的板，是指成形加工成作為用途的結構 材料之前和人工時效硬化處理前的板。W下，將人工時效硬化僅稱為人工時效，人工時效硬 化處理僅稱為人工時效處理。
[0033] (侶合金組成）
[0034] 首先，W下對于本發明侶合金板的化學成分組成，包括各元素的限定理由在內進 行說明。還有，各元素的含量的％表示全部是質量％的意思。
[0035] 本發明侶合金板的化學成分組成，其前提條件為，作為由常規方法制造的社制板， 兼備本發明所意向的作為汽車構件等的結構材料用的要求特性，即強度和成形加工性，并 滿足耐腐蝕性。因此，本發明的A1-化一Mg-化系的7000系侶合金組成，是為了提高耐腐蝕 性而抑制化含量，另一方面，為了確保強度而增加 Mg含量的組成。
[0036] 從運一觀點出發，本發明侶合金板的化學成分組成，W質量％計，分別含有化:3.0 ~6.0%、Mg: 2.5~4.5%、Cu:0.05~0.5%，且Zn的含量口n巧PMg的含量[Mg]滿足口n] >- 0.3[Mg]+4.5的關系，余量由A巧P不可避免的雜質構成。在該組成中，除此W外，作為過渡元 素，也可W選擇性地再含有Zr :0.05~0.3%、Mn:0.1~1.5%、吐:0.05~0.3%、Sc:0.05~ 0.3%中的一種或兩種W上。另外，除了運些過渡元素 W外，或者取而代之，也可W再選擇性 地含有Ag:0.01~0.2%、511:0.001~0.1%的一種或兩種。
[0037] 化：3.0 ~6.0%
[0038] 作為必須的合金元素的Zn，與Mg-起，在所制造的調質后的板的室溫時效時形成 團簇而使加工硬化特性提高，使面向結構材料的成形加工性提高。另外，在面向結構材料的 成形加工后的人工時效處理時，形成時效析出物形成而使強度提高。Zn含量低于3.0%時， 人工時效處理后的強度不足。但是，若Zn含量多而高于6.0 %，則晶界析出物MgZm增加，容 易發生晶界腐蝕，耐腐蝕性劣化。所W，Zn含量抑制得比較少。因此，Zn含量的下限為3.0%， 優選為3.4%。另外，上限為6.0%，優選為4.6%。
[0039] Mg:2.5~4.5%
[0040] 作為必須的合金元素的Mg，與Zn-起，在所制造的調質后的板的室溫時效時形成 團簇而使加工硬化特性提高，使成形性提高。另外，面向結構材料的成形加工后的人工時效 處理時形成時效析出物而使強度提高。在本發明中，為了將Zn含量抑制得比較低，反之，為 了提高成形性和強度，而使Mg含量比較多。Mg含量低于2.5質量％時，強度不足，加工硬化特 性降低。但是，若高于4.5質量％，則板的社制性降低，SCC敏感性也變強。所W，Mg含量為2.5 ~4.5%的各范圍。
[0041 ] 化和Mg的平衡式
[0042] 在本發明中，為了確保成形性和高強度化，還有耐腐蝕性，如前述，將Zn含量抑制 得比較低，并且使Mg含量比較多。為此，使Zn的含量[Zn ](質量％ )和Mg的含量[Mg ](質 量％)，滿足[Zn]>-〇.禮Mg]+4.5的平衡式，優選滿足[Zn]>-0.5[Mg]+5.75的平衡式。
[0043] 通過滿足該[Zn]>-0.3[Mg]+4.5,與后述優選的制造方法加 W組合，可W使人工 時效處理后的結構材料的0.2%屈服強度為380MPaW上。另外，優選滿足[Zn] > -0.5[Mg] + 5.75，由此，與后述優選的制造方法加 W組合，可W使人工時效處理后的結構材料的0.2% 屈服強度為400MPaW上。
[0044] 化和Mg的各含量為[Zn] < -0.3[Mg]+4.5時，將化含量抑制得比較低的情況下，即 使Zn和Mg的各含量在規定范圍內，或者即使用后述優選的制造方法，也存在不能使人工時 效處理后的結構材料的0.2%屈服強度達至lj350MPaW上的可能性。另外，Zn的含量和Mg的含 量為[Zn] <0.5[Mg]+5.75時，同樣存在不能使人工時效處理后的結構材料的0.2%屈服強 度達到400MPa W上的可能性。
[0045] Cu :0.05 ~0.5 %
[0046] 化抑制A1-化一Mg系合金的SCC敏感性，具有使耐SCC性提高的作用。另外，也使一 般耐腐蝕性提高。化含量低于0.05 %時，耐see性和一般耐腐蝕性的提高效果小。另一方面， 若Cu含量高于0.5%，則反而使社制性和焊接性等諸特性降低。因此，Cu含量的下限為 0.05%，優選為0.10%。另外，上限為0.5%，優選為0.4%。
[0047] Zr:0.05~0.3%、Mn:0.1 ~1.5%、吐:0.05~0.3%、Sc:0.05~0.3% 中的一種或 兩種W上
[004引Zr、Mn、化、Sc的過渡元素，使鑄塊及最終制品的晶粒微細化而有助于強度提高，因 此在需要選擇性地使之含有。如果使其含有任意一種或兩種W上，則Zr、Mn、化、Sc的含量均 低于下限時，含量不足，強度降低。另一方面，如果2'、111、吐、5(3的含量高于各自的上限，貝11 形成粗大晶化物，因此延伸率降低。所W，使之含有時的含量中，Zr的下限為0.05%，優選為 0.08%，上限為0.3%，優選為0.2%。胞的下限為0.1%，優選為0.2%，上限為1.5%，優選為 1.0%。吐的下限為0.05%，優選為0.1 %，上限為0.3%，優選為0.2% dSc的下限為0.05%， 優選為0.1 %，上限為0.3%，優選為0.2% DAg:0.01~0.2%、Sn:0.001~0.1 %中的一種或 兩種
[0049] Ag和Sn通過面向結構材料的成形加工后的人工時效處理，而使有助于強度提高的 時效析出物微細地析出，具有促進高強度化的效果，因此根據需要選擇性地使之含有。如果 使其含有任意一方或兩者，則Sn含量低于0.001%時，Ag含量低于0.01%時，強度提高效果 小。另一方面，若Sn和Ag含量過多，則反而使社制性和焊接性等諸特性降低。另外，強度提高 效果也飽和，關于Ag，只是由于昂貴。因此，為Ag:0.01~0.2%，Sn:0.001~0.1 %的范圍。
[0050] 其他的元素
[0051] 其W外的其他的元素基本上是不可避免的雜質。作為烙煉原料，除了純侶錠W外， 還使用侶合金廢料，可想(允許)運會造成雜質元素的混入等，允許在7000系合金的JIS規格 所規定的范圍內分別含有。例如，Ti、B作為社制板是雜質，但也有使鑄塊的晶粒微細化的效 果，因此Ti的上限為0.2%，優選為0.1 %，B的上限為0.05%，優選為0.03% DFe、Si中，如果 是化:0.5% W下，Si:0.5% W下，則不會影響本發明的侶合金社制板的特性，可允許含有。 [005^ (組織）
[0053] 將W上的合金組成作為前提，在所制造的調質后，W使之經過2周W上室溫時效之 后的冷社板，規定本發明的7000系侶合金板組織。因此，在對于該冷社板進行固溶化和澤火 處理后，作為經過2周W上室溫時效的（調質T4的）組織的基礎上，規定該組織的、W60000倍 的透射型電子顯微鏡觀察到的晶界析出物(室溫時效析出物）的化和Mg的平均組成比（Zn/ Mg)。另外，同時，對于所述固溶化和澤火處理后經過2周W上室溫時效的板，再進行下述(I) 或（II)中的任意一者，
[0054] (I)第一段的熱處理溫度在70~100°C的范圍并為2小時W上，第二段的熱處理溫 度在100~170°C的范圍并為5小時W上的二段人工時效處理，
[0化5] (II)熱處理溫度在100~15(TC的范圍并為12~36小時的一段人工時效處理，
[0056] 在此基礎上，規定該組織的、W60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶內析出物 的化和Mg的平均組成比（化/Mg)。
[0057] 晶界析出物的組成
[005引在本發明中，使所述調質T4的板的組織的、由60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到 的晶界析出物(室溫時效析出物）的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)為0.5~3.0的范圍。
[0059] 通過使作為室溫時效析出物的晶界析出物的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)為該數 值范圍，能夠減少晶界析出物(室溫時效析出物）中的化含量(Zn組成比），另一方面，能夠相 對性地增加 Mg。由此，即使降低合金組成的化含量，也能夠降低作為該晶界析出物(浪費）消 耗的Zn量，增加并確保基體中的Zn固溶量。由此，能夠使其后的人工時效處理時的時效析出 物的形成所需要的Zn量最大化，使強度與成形性的平衡和BH性最大化。
[0060] 在本發明中，因為如此規定經室溫時效而生成的晶界析出物組成，所W由TEM進行 組織的測量，不是在固溶化澤火處理等的調質處理之后不久的，沒有經過室溫時效的板的 狀態下，作為標準，是對于經過了2周W上室溫時效(室溫放置)之后的板，并面向結構材料 的成形加工前和人工時效處理前的板進行。如果是調質處理后經過2周W上室溫時效(室溫 放置)之后的板，則即使因之后時間經過而導致室溫時效，晶界析出物的組成比的經時變化 也小到能夠無視的情況。
[0061] 若晶界析出物的Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)高于上限值3.0,高得脫離所述規定 范圍，則與現有技術中的化量多的晶界析出物(室溫時效析出物)組成沒有顯著差別。因此， 降低作為合金組成的Zn含量時，晶界析出物中的Zn含量(Zn組成比）多，因此無謂消耗在該 晶界析出物上的Zn量增加，基體中的Zn固溶量過多減少，不能確保必要固溶量。其結果是， 其后的人工時效處理時的時效析出物的形成所需要的Zn量減少，強度與成形性的平衡降 低。
[0062] 另一方面，若晶界析出物的Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)低于下限值0.5,低得脫 離所述規定范圍，則意味著作為板的組成的化含量本身不足，BH性降低，喪失了作為7000系 侶合金的意義本身。
[0063] 晶內析出物的組成
[0064] 在本發明中，為了在保證所述晶界析出物的同時，保證所制造的調質后的冷社板 的BH性，對于所述調質后經2周W上室溫時效后的板，實施特定條件的人工時效處理，作為 之后的組織，規定人工時效析出物的組成。因此，對于所述調質T4的板，進行下述（I)或（II) 中的任意一者
[0065] (I)第一段的熱處理溫度在70~100°C的范圍并為2小時W上，第二段的熱處理溫 度在100~170°C的范圍并為5小時W上的二段人工時效處理，
[0066] (II)熱處理溫度在100~150°C的范圍并為12~36小時的一段人工時效處理，
[0067] 之后，該組織的、W60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶內析出物(人工時效 析出物）的化和Mg的平均組成比（化/Mg)為1.5~3.5的范圍。
[0068] 通過使作為人工時效析出物的晶內析出物的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)在此數 值范圍，能夠減少作為人工時效析出物的晶內析出物中的化含量。由此，即使下調作為合金 組成的Zn含量，也能夠減少晶內析出物中的Zn含量(Zn組成比），人工時效析出物(量）的形 成所需要的Zn量很少就行。其結果是，即使是更少的Zn含量的合金組成，也能夠使人工時效 處理時的、有助于強化的時效析出物的析出量最大化，使強度與成形性的平衡和BH性最大 化。
[0069] 該晶內析出物，由于板制造后（調質后的）的因時間經過導致的室溫時效，組成比 的經時變化變大，因此所述晶內析出物的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)的測量，基于再現性 運一點，W如下運樣的板作為對象進行，即，對于測量所述晶界析出物相同的板（調質處理 后經室溫時效的板)進行了所述特定條件的人工時效硬化處理的板。還有，根據該人工時效 處理條件，當然，晶內析出物的數密度及Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)會受到一些影響，因 此基于測量的再現性運一點，在本發明中，一個點就是優選采用如下二段段的人工時效硬 化處理條件，即，W30°C/分鐘的升溫速度加熱至90°C并保持3小時后，再W30°C/分鐘的升 溫速度加熱至140°C并保持8小時。
[0070] 相對于此，若所述晶內析出物的Zn和Mg的平均組成比高于上限值3.5,高得脫離所 述規定范圍，則與現有技術中的化多的晶內析出物的組成沒有明顯差異。因此，在下調作為 合金組成的Zn含量時，因為晶內析出物中的Zn含量(Zn組成比）多，所W人工時效處理時的 時效析出物(量)的形成所需要的化量變多，Zn在晶內析出物形成中被更多地消耗。因此，在 更少的Zn含量的合金組成中，人工時效處理時的、有助于強化的時效析出物的析出量降低， 強度與成形性的平衡和BH性變低。
[0071] 另一方面，若晶內析出物的Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)低于下限值1.5,低得脫 離所述規定范圍，則意味著作為板的組成的Zn含量本身不足，作為人工時效析出物的晶內 析出物減少，BH性降低，喪失了作為7000系侶合金的意義本身。
[0072] 通過W上的晶界和晶內的析出物的規定，即使是抑制了Zn含量的7000系侶合金 板，也能夠使強度與延展性(成形性)的平衡提高，作為由常規方法制造的社制板，能夠提供 兼備380MPaW上，優選為400MPaW上的0.2%屈服強度(BH性）、和沖壓成形加工性，耐SCC性 等的耐腐蝕性也優異的結構用7000系侶合金板。
[0073] 晶界析出物和晶內析出物的組成的測量
[0074] 在本發明中，所謂由60000倍的TEM(透射型電子顯微鏡)觀察到的晶界析出物，是 在結晶的晶界上，呈斑點和并排狀被觀察到的無定形的析出物，是可W由所述TOM觀察，可 W由TEM-抓X對該化和Mg的平均組成比進行定量分析的、各自的當量圓直徑為10~200nm 左右大小的析出物。附帶一提，所謂該當量圓直徑，是與作為無定形的化合物具有相同面積 的圓的直徑，作為準確且再現性良好地測量或規定化合物的大小的方法，歷來通用。
[0075] 另外，所謂W60000倍的TOM觀察到的晶內析出物，是散布在結晶的晶內的無定形 的析出物，是可W由所述TEM觀察，可W由TEM-抓X對其化和Mg的平均組成比進行定量分析 的，各自的當量圓直徑為1~50nm左右大小的析出物。
[0076] 還有，當量圓直徑超過所述大小運樣粗大的晶界或晶內析出物，顯著阻礙板的基 本的機械的特性和品質。因此，在通常的板的制法和品質管理中，極力像運樣W不使粗大的 析出物存在的方式制造，因為作為TCM的測量范圍沒有意義，所W從測量對象中除外。另外， 當量圓直徑低于所述大小的晶界或晶內析出物，處于TOM的檢測臨界，并且過于微小，容易 造成邸X的化和Mg的組成比的分析的誤差，因此從測量對象中除外。
[0077] 在此，所謂TEM-抓X，是通常附屬于本發明中使用的TEM和X射線光譜裝置，作為基 于能量色散型X射線光譜法化ne;rgy Dispersive X -ray Spectroscopy)的分析裝置眾所 周知，通常稱為EDX。該X射線光譜裝置在由TEM觀察到的化合物(析出物）的組成等的識別和 定量分析中通用。在本發明中，也使用該X射線光譜裝置，計算由所述TEM觀察到的晶界和晶 內的各析出物的化和Mg的平均組成比。
[0078] 另外，所謂規定的晶界和晶內的各析出物的Zn與Mg的平均組成比，意思是距作為 測量對象的供試板的表面的板厚方向1/4部的任意的點，對10處進行測量(提取10個試樣）， 將其測量結果平均化而進行計算。更具體地說，就是對于供試板的板厚方向的直角截面，通 過距表面的板厚方向1/4部的任意的點，在與板表面平行的面中，使用60000倍的TEM(透射 型電子顯微鏡)進行測量。關于試樣準備的是，對于從上述部位取樣的10個板截面試樣表面 進行機械研磨，通過機械研磨從板表面削去約0.25mm，再進行磨光而調整了表面的試樣。接 著，利用反射電子像，由自動分析裝置，特定視野內的作為測量對象的所述晶界和晶內的各 析出物之后，測量運些析出物的Zn和Mg的平均組成比，計算其平均值。測量部位是試樣研磨 表面，每1個試樣的測量區域為240皿X 180皿。
[0079] (制造方法）
[0080] W下對于本發明的7000系侶合金板的制造方法，具體地加 W說明。
[0081] 在本發明中，可W由7000系侶合金板的通常的制造工序所構成的制造方法進行制 造。即，經過鑄造 (DC鑄造法和連續鑄造法）、均質化熱處理、熱社的通常的各制造工序而制 造，成為板厚為1.5~5.0mm的侶合金熱社板。接著，進行冷社而成為板厚為3mmW下的冷社 板。運時，也可W在冷社的中途選擇性地進行一次或兩次W上的中間退火。
[0082] (烙煉、鑄造冷卻速度）
[0083] 首先，在烙煉、鑄造工序中，適宜選擇連續鑄造法、半連續鑄造法(DC鑄造法)等的 通常的烙煉鑄造法，鑄造烙煉調整為上述7000系成分組成范圍內的侶合金烙液。
[0084] (均質化熱處理）
[0085] 其次，對于所述鑄造的侶合金鑄塊，在熱社之前，先實施均質化熱處理。該均質化 熱處理(均熱處理），W組織的均質化為目的，即，消除鑄塊組織中的結晶晶粒內的偏析。
[0086] 但是，在本發明中，關于制造的板的組織，作為由所述TOM觀察的晶界和晶內的各 析出物的化和Mg的平均組成比，需要使面向結構材料的成形加工性和成形加工后的人工時 效處理后的強度一起提高。為此，優選W二段或二次均熱工序進行均熱處理。在通常的一次 或一段的均熱中，難W使所述調質處理后經過室溫時效后的板組織，在本發明所規定的晶 界與晶內的各析出物的Zn和Mg的平均組成比范圍內。
[0087] 所謂二段均熱，雖然是在第一次均熱后冷卻，但不冷卻至200°C W下，而是在更高 溫下停止冷卻后，W此溫度維持之后，直接在此溫度下，或加熱到更高溫之后開始熱社。相 對于此，所謂二次均熱，是在第一次均熱后，先冷卻至包含室溫在內的200°CW下的溫度，再 進行再加熱，W此溫度維持一定時間后，開始熱社。
[0088] 在此二段或二次均熱工序中的第一段或第一次均熱工序中，使Zn系化合物和過渡 元素系的化合物微細分散，W面向結構材料的成形性產生影響的化合物的微細化為目標， 在第二段或第二次均熱工序是，促進Zn、Mg、Cu的固溶。由此，達成所述TEM觀察到的晶界與 晶內的各析出物的化和Mg的平均組成比。
[0089] 為此，將第一段或第一次的均熱溫度控制在400~450°C，優選為400~440°C。在該 溫度范圍加熱、保持鑄塊。該均熱溫度低于40(TC時，得不到所述化合物的充分的微細化效 果。另外，另一方面若超過45(TC，則所述化合物粗大化。此第一段或第一次的均熱處理的保 持時間可W是1~8小時左右。
[0090] 另外，將第二段或第二次的均熱處理溫度控制在450°C~固相線溫度，優選為470 °C~固相線溫度。通過在此溫度范圍加熱、保持鑄塊，能夠促進所述化合物的固溶。該均熱 溫度低于450°C時，無法充分得到元素的固溶。另外，另一方面若超過固相線溫度，則部分烙 融發生，機械的特性劣化，因此上限為固相線溫度w下。此第二段或第二次的均熱時的保持 時間可W為1~8小時左右。
[00川（熱社）
[0092]熱社是在熱社開始溫度高于固相線溫度的條件下，過燒發生，因此熱社本身困難。 另外，熱社開始溫度低于35(TC時，熱社時的載荷過高，熱社本身困難。因此，熱社開始溫度 從350°C~固相線溫度的范圍中選擇而進行熱社，成為板厚2~7mm左右的熱社板。該熱社板 不需要冷社前的退火(粗退火）。
[OOW](冷社）
[0094] 在冷社中，社制上述熱社板，制作成1~3mm左右的期望的最終板厚的冷社板(也包 括卷材）。也可W在冷社道次間進行中間退火。
[0095] (固溶化處理）
[0096] 冷社后作為調質而進行固溶化處理。由此，達成由所述TOM所觀察到的，特別是晶 界析出物(室溫時效析出物）的化和Mg的平均組成比。關于該固溶化處理，可W是由通常的 連續熱處理線進行的加熱，冷卻，沒有特別限定。但是，為了得到各元素的充分的固溶量和 使晶粒微細化，在450°C~固相線溫度W下，優選在480~550°C的固溶化處理溫度下，保持 時間到達既定的固溶化處理溫度后，在2秒或3秒W上且30分鐘W下的范圍進行。
[0097] 固溶化處理后的平均冷卻（降溫)速度中，為了達成由所述TEM觀察到的，特別是晶 界析出物(室溫時效析出物）的化和Mg的平均組成比，wior/sW上，優選為30°C/sW上，更 優選為40°C/sW上的盡可能快的冷卻速度進行。若固溶化處理后的平均冷卻（降溫)速度 慢，則粗大的晶界析出物形成，其結果是，難W達成由所述TEM觀察到的、特別是晶界析出物 (室溫時效析出物）的化和Mg的平均組成比。
[0098] 因此，在固溶化處理后的冷卻中，選擇或組合使用風扇等的空冷、噴霧、灑水、浸潰 等的水冷手段等強制性的冷卻手段，或在室溫~l〇〇°C的溫水中澤火。附帶一句，固溶化處 理基本只進行一次，但在室溫時效硬化過度進行等情況下，為了確保面向汽車構件的成形 性，也可W在所述優選的條件下再度實施固溶化處理和復原處理，先暫時消除掉該過度進 行的室溫時效硬化。
[0099] 然后，本發明的侶合金板，作為原材，被成形加工成汽車構件，作為汽車構件被組 裝。另外，成形加工成汽車構件后，另行實施人工時效處理，成為汽車構件或汽車車體。
[0100] 人工時效硬化處理：
[0101] 本發明的7000系侶合金板，在面向結構材料的成形加工后，通過人工時效硬化處 理下，僅稱為人工時效處理或時效處理），達成由所述TOM觀察到的，特別是晶內析出物 (人工時效析出物）的Zn和Mg的平均組成比，作為汽車構件等的結構材料的期望的強度，W 0.2 %屈服強度計為380MPa W上，優選為400MPa W上。
[0102] 進行該人工時效處理的時刻，優選在原材7000系侶合金板成形加工成汽車構件 后。運是由于，人工時效處理后的7000系侶合金板雖然強度高，但成形性降低，由于汽車構 件的形狀的復雜化，也會有不能成形的情況發生。
[0103] 該人工時效處理的溫度和時間的條件，根據期望的強度和原材的7000系侶合金板 的強度，或室溫時效的進行程度等，在一般的人工時效條件(T6，T7)的范圍決定。附帶一提， 若例示人工時效處理的條件，則如果是一段的時效處理，則W100~150°C進行時效處理12 ~36小時(包含過時效區域）。另外，在二段的工序中，從第一段的熱處理溫度在70~100°C 的范圍并為2小時W上，第二段的熱處理溫度在100~170°C的范圍并為5小時W上的范圍 (包含過時效區域)中選擇。
[0104] 但是，在該人工時效處理條件的范圍之中，作為由所述TOM觀察到的、特別是晶內 析出物(人工時效析出物）的Zn和Mg的平均組成比，是將BH后的強度，保證在作為結構材料 所需要的380MPaW上，優選為400MPaW上的優選的條件。所謂運一條件，就是W所述一段人 工時效工序中使人工時效處理時的升溫速度，或二段人工時效處理中使第一段人工時效處 理時的升溫速度為30X7分鐘W下運樣盡可能慢的升溫速度進行。由此，能夠降低生成的晶 內析出物(人工時效析出物)的化含量，另一方面，能夠確保基體中的化量，能夠達成規定的 Zn和Mg的平均組成比。還有，上述第二段的升溫速不影響BH后的強度，可選擇30°C/分鐘W 上的高效率的升溫速度。還有，第二段的再加熱，在第一段的加熱溫度下的保持后，無論是 先冷卻到室溫之后再加熱，還是從保持的溫度開始連續地再加熱，對強度的影響都沒有差 異，哪種都可W。
[0105] 運里，在本發明中作為優選的條件而規定的、晶內析出物的Zn和Mg的平均組成比 (化/Mg)的人工時效硬化處理的條件，為W30°C /分鐘的升溫速度加熱至90°C并保持3小時 后，再W3(TC/分鐘的升溫速度加熱至14(TC并保持8小時的二段段的特定條件。運是為了實 現與原材7000系侶合金板面向汽車構件的成形加工后的實際的人工時效處理中生成的，影 響到強度的晶內析出物的化和Mg的平均組成比的相互關聯。
[0106] 還有，原材7000系侶合金板的面向汽車構件的成形加工后的實際的人工時效處理 的條件，當然各不相同。但是，只有所述一段時，W及二段時的第一段的各升溫速度，如果為 30X7分鐘W下，如果是所述優異的范圍內的人工時效處理條件，則影響強度的晶內析出物 的生成量及化和Mg的平均組成比沒有顯著差異。
[0107] 而且，本發明中規定的，晶內析出物的化和Mg的平均組成比（Zn/Mg)的人工時效硬 化處理條件中，30X7分鐘的升溫速度，是得到作為結構材料所需要的380MPaW上的期望的 強度的最低的條件。即，如果是所述優選的范圍內的人工時效處理條件，該升溫速度若低于 30°C/分鐘，越慢則強度越高，可實現與實際的向汽車構件的成形加工后的人工時效處理中 生成的晶內析出物的化和Mg的平均組成比的互相關聯。
[010引實施例
[0109] 使規定的晶界和晶內的各析出物的Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)進行各種變化， 制造下述表1所示的Al-Zn-Mg-Cu系成分組成的7000系侶合金冷社板。對于運些制造好 的冷社板，測量對該板進行固溶化和澤火處理后經過2周室溫時效時(T4)的、晶界析出物的 Zn和Mg的平均組成比，W及加工硬化指數n值（10~15%)、強度，延伸率等機械的特性。另 夕h就對于該經過2周室溫時效板，再進行人工時效硬化處理(T6)后的、晶內析出物的Zn和 Mg的平均組成比、強度等的機械的特性和一般耐腐蝕性也進行評價。運些結果顯示在下述 表2、3中。
[0110] 板的所述晶界和晶內的各析出物的Zn和Mg的平均組成比（Zn/Mg)，與表1所示的成 分組成一起顯示在表2、3中，使鑄塊的均熱處理條件，和冷社板的固溶化處理后的平均冷卻 速度進行各種變化而加 W控制。
[0111] 具體來說，各例均共通，對于下述表1所示的各成分組成的7000系侶合金烙液實施 DC鑄造，得到45mm厚X 220mm寬X 145mm長的鑄塊。對于該鑄塊W表2的條件進行二段均熱或 二次均熱。二段均熱是在第一次的均熱后冷卻至25(TC，在此溫度下先停止冷卻后，再加熱 到第二段的均熱溫度并保持，冷卻至熱社開始溫度之后開始熱社。二次均熱是在第一次的 均熱后，先冷卻至室溫后，再加熱至第二次的均熱溫度并保持，冷卻至熱社開始溫度后開始 熱社。表2的只有一次的均熱處理，不進行先冷卻后的第二次的再加熱，如通常，在此均熱溫 度和時間保持的基礎上，冷卻至熱社開始溫度而開始熱社。
[0112] 在運些均熱處理后，W表2所示的開始溫度進行熱社，制造板厚5mmt的熱社板。對 于該熱社板，不實施粗退火處理，而進行冷社至2mmt。對于該冷社板，各例均共同實施500°C XI分的固溶化處理，在該固溶化處理后改變強制空冷的方法，使平均冷卻速度進行各種改 變而冷卻至室溫，得到T4調質材。對于該固溶化處理后的侶合金板，各例均共同使之經過2 周室溫時效，由運樣的板上提取板狀試驗片，測量所述晶界的析出物的化和Mg的平均組成 比(化/Mg)，測量加工硬化指數n值，并按W下的要領，調查強度、延伸率等的機械的特性。
[0113] 另外，模擬向汽車構件的成形加工后的人工時效硬化處理，對于所述2周室溫時效 后的侶合金板，作為T6處理，再進行W下二段的人工時效硬化處理，即，W表2、3所述的第一 段的升溫速度、時效溫度保持3小時后，從該保持的溫度起連續地再加熱，W3(TC/分鐘的升 溫速度加熱到140°C并保持8小時。
[0114] 還有，為了呈現T6條件不同造成的影響，發明例的一部分，W特意只改變了T6條件 的熱處理條件進行。具體來說，表2的發明例18中，第一段是W3(TC/分鐘的升溫速度加熱至 90°C并保持3小時的條件進行后，使第二段為30X7分鐘的升溫速度，但W加熱至13(TC并保 持12小時的條件進行。另外，表2的發明例19中，是只有一段人工時效處理，升溫速度W30 °C/分鐘進行，W加熱至12(TC保持24小時的條件進行。
[0115] 從該人工時效硬化處理后的侶合金板的中央部提取板狀試驗片，按W下的要領， 調查晶內的各析出物的化和Mg的平均組成比(Zn/Mg)、機械的特性和耐腐蝕性。運些結果分 別顯不在表2、3中。
[0116] (晶界析出物和晶內析出物的組成的測量）
[0117] 使用60000倍的TEM-抓X，W所述各要領，分別測量晶界析出物和晶內析出物的化 和Mg的平均組成比。
[011引（機械的特性）
[0119] 各例其機械的特性，共同進行各板狀試驗片的社制直角方向的室溫拉伸試驗，測 量0.2%屈服強度(MPa)、總延伸率（％ )。室溫拉伸試驗基于JIS2241 (1980)，W室溫20°C進 行試驗。拉伸速度為5mm/分，W-定的速度進行直至試驗片斷裂。
[0120] (n 值）
[0121] 加工硬化指數n值是將所述人工時效硬化處理后的板狀試驗片，作為JIS5號拉伸 試驗片(標距50mm)，進行社制直角方向的室溫拉伸試驗的測量。然后，根據拉伸屈服伸長的 終點計算真應力和真應變，在W橫軸作為應變，W縱軸作為應力的對數標尺上繪制曲線，在 公稱應變10 %、15 %運2點計算測量點所表示的直線的梯度，作為n值(10~15 % )。
[0122] (晶界腐蝕敏感性）
[0123] 為了評價一般的耐腐蝕性，對于所述人工時效硬化處理后的板狀試驗片(3個試驗 片），進行依據舊JIS-W1103的規定的晶界腐蝕敏感性試驗。試驗條件為:將試驗片在室溫 下浸潰于硝酸水溶液(30質量％ )中1分鐘之后，在氨氧化鋼水溶液(5質量％ )中W40°C浸潰 20秒后，在硝酸水溶液(30質量％)中W室溫浸潰1分鐘，由此清洗試驗片的表面。之后，W浸 潰在氯化鋼水溶液(5質量％ )中的狀態，使1mA/cm2的電流密度的電流流通24小時后，提起 試樣，而后，切斷試驗片并研磨其截面，用光學顯微鏡，測量距試樣表面的腐蝕深度。倍率為 X 100，腐蝕深度截止在200WHW下為輕微的腐蝕，評價為"〇"。另外，超過200WI1時為嚴重的 腐蝕，評價為"X"。
[0124] 由表1、2可知，各發明例1~19在本發明侶合金組成范圍內，在所述優選的制造條 件的范圍內制造。
[0125] 其結果是，在對于該板實施固溶化和澤火處理后再經過室溫時效（調質T4)的組織 中，W60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶界析出物的化和Mg的平均組成比（化/Mg)為 0.5~3.0的范圍。另外，在對于所述調質T4的板進一步進行所述二段段的人工時效硬化處 理（調質T6)的板的組織中，W60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶內析出物的化和Mg 的平均組成比(化Ate)為1.5~3.5的范圍，滿足本發明的組織規定。
[0126] 因此，即使在2周的室溫時效后，仍滿足作為成形性所需要的加工硬化指數n值 0.22W上，延展性優異，面向結構材料的成形加工性優異。與此同時，即使在室溫時效后，BH 性也優異，強度高。組成滿足[Zn]>-0.3[Mg]+4.5的發明例，人工時效硬化處理后的（調質 T6的）0.2%屈服強度是作為結構材料所需要的380M化W上，滿足[Zn]>-0.5[Mg]+5.75 時，人工時效硬化處理后的0.2%屈服強度更高，達430MPaW上。
[0127] 附帶一句，在為了了解T6條件的不同帶來的影響而只改變了T6條件的發明例5、 18、19之間的比較中，組織和特性中雖然有細小的數值上的差異，但是晶內析出物的化和Mg 的平均組成比（Zn/Mg)在1.5~3.5的范圍。另外，人工時效硬化處理后的0.2%屈服強度為 相同的420M化級，耐腐蝕性良好運一點未變。因此，可證明段落0067中記述的人工時效處理 的溫度和時間的適當范圍的意義。
[01%]相對于此，表3的比較例20~32中，合金組成W表1的編號計為17~29,脫離本發明 范圍。
[0129] 表3的比較例20、21，其合金組成^表1的編號計為17、18，口11]、曲肖]在各個規定范 圍內，但雙方不滿足化和Mg的平衡式，即不滿足[Zn]>-0.3[Mg]+4.5和[Zn]>-0.5[Mg] + 5.75的關系。因此，雖然在優選的制造條件內制造，但不滿足所述析出物組成比，室溫時效 后的加工硬化指數n值（10~15%)為0.21~0.22級，但是，即便人工時效硬化處理后的 0.2 %屈服強度高，也不過329M化左右，還是過低，不能兼備成形加工性和強度。
[0130] 在表2的發明例之中，Zn和Mg的平衡式之中，滿足[Zn]> -0.3[Mg] +4.5，但不滿足 [Zn]>-0.5[Mg]+5.75-方的合金組成，W表1的編號計為1~4、6、8的發明例1~5、7、9的 T6下的0.2%屈服強度為391~429M化級。運與雙方均滿足運些平衡式的其他發明例在T6下 的0.2%屈服強度431~459M化級相比，相對較低。因此，由運些示例可證明，將化含量抑制 得低，并且增多Mg含量的所述平衡式的意義。
[0131] 表3的比較例22~24,其合金組成W表1的編號計為19~21，Mg脫離下限而過少。因 此，即使滿足所述化和Mg的平衡式，并在優選的制造條件內制造，特別是晶內析出物的組成 比Zn/Mg也脫離下限，室溫時效后的加工硬化指數n值為0.21級，人工時效硬化處理后的 0.2%屈服強度即便高也不過353M化左右，仍過低，不能兼備成形加工性和強度。
[0132] 比較例25~28,其合金組成W表1的編號計為22~25，Mg脫離上限而過多。因此，即 使滿足所述化和Mg的平衡式，并在優異的制造條件內制造，特別是晶內析出物的組成比化/ Mg也脫離下限，室溫時效后的加工硬化指數n值（10~15% )為0.22~0.23級，但即便人工時 效硬化處理后的0.2 %屈服強度高，也不過369M化左右，仍過低，不能兼備成形加工性和強 度。
[0133] 比較例29、30其合金組成W表1的編號計為26、27，Zn脫離上限而過多。因此，即使 滿足所述化和Mg的平衡式，并在優選的制造條件內制造，特別是晶內析出物的組成比化/Mg 也脫離下限，室溫時效后的加工硬化指數n值（10~15%)為0.22~0.23級，但人工時效硬化 處理后的0.2%屈服強度即便高也不過362MPa左右，仍過低，不能兼備成形加工性和強度。 另外，耐腐蝕性也差。
[0134] 比較例31其合金組成W表1的編號計為28，加脫離下限。因此，滿足所述Zn和Mg的 平衡式，在優選的制造條件內制造，滿足所述析出物組成比，室溫時效后的加工硬化指數n 值（10~15 % )也為0.23級，人工時效硬化處理后的0.2 %屈服強度也為448MI^級，能夠兼備 成形加工性和強度。但是，致命性的是耐腐蝕性差。
[0135] 比較例32其合金組成W表1的編號計為29，加脫離上限。因此，滿足所述Zn和Mg的 平衡式，在優選的制造條件內制造，滿足所述析出物組成比，但室溫時效后的加工硬化指數 n值（10~15 % )低到0.209，人工時效硬化處理后的0.2 %屈服強度為456M化級，但不能兼備 成形加工性和強度。
[0136] 表3的比較例33~37,雖然使用表1的合金編號1的發明例侶合金，但脫離優選的制 造條件范圍制造。
[0137] 比較例33其第一次的均熱溫度過低。
[0138] 比較例34其第二次的均熱溫度過低。
[0139] 比較例35其固溶化處理后的平均冷卻速度過慢。
[0140] 比較例36、37其只有一次均熱處理。
[0141] 因此，運些均熱處理條件脫離優選的范圍的比較例，不滿足晶界析出物的組成比 Zn/Mg，或晶內析出物的組成比Zn/Mg，室溫時效后的加工硬化指數n值（10~15%)低于 0.22，延展性和面向結構材料的成形加工性差，或人工時效硬化處理后的0.2 %屈服強度也 低到低于340MPa，不能兼備成形加工性和強度。
[0142] 由W上的結果可證明，本發明侶合金板用于兼備高強度和高延展性(成形性)還有 耐SCC性的本發明各要件的臨界性的意義。
[0143] [表 1]
[0144]
[0145] [表 2]
[014 引
[0149] 詳細并參照特定的實施方式說明了本發明，但不脫離本發明的精神和范圍而能夠 加 W各種變更和修改，運對于從業者來說很清楚。
[0150] 本申請基于2014年3月17日申請的日本專利申請(專利申請2014-053702)，其內 容在此作為參照而援引。
[0151] 產業上的可利用性
[0152] 如W上說明，本發明能夠提供一種汽車構件用7000系侶合金板，其即使在室溫時 效后，仍兼備強度與成形性W及耐腐蝕性。因此，本發明適合有助于車體輕量化的車架、柱 等的汽車結構材料，也適合除此W外的其他用途的結構材料等。
【主權項】
1. 一種結構材料用鋁合金板，其特征在于，所述鋁合金板為如下組成的A1 - Zn-Mg系 鋁合金板，即以質量％計分別含有Ζη:3·0~6.0%、Mg:2.5~4.5%、Cu:0.05~0.5%，且Zn 的含量[Zn]和Mg的含量[Mg]滿足[Zn]彡一0.3[Mg]+4.5的關系，余量由A1和不可避免的雜 質構成， 在對于該板進行固溶化和淬火處理后再使之經過室溫時效后的組織中，以60000倍的 透射型電子顯微鏡觀察到的晶界析出物的Zn和Mg的平均組成比Zn/Mg為0.5~3.0的范圍， 對于所述固溶化和淬火處理后再經過室溫時效后的板，進行下述（I)或（II)中的任意一者 后的板的組織中，以60000倍的透射型電子顯微鏡觀察到的晶內析出物的Zn和Mg的平均組 成比Zn/Mg為1.5~3.5的范圍， (I) 第一段的熱處理溫度在70~100°C的范圍并為2小時以上，第二段的熱處理溫度在 100~170°C的范圍并為5小時以上的二段人工時效處理， (II) 熱處理溫度在100~150 °C的范圍并為12~36小時的一段人工時效處理。2. 根據權利要求1所述的結構材料用鋁合金板，其中，所述鋁合金板還含有下述(a)和 (b)中的至少一者， (a) 以質量％計，Zr:0.05~0.3%，Μη:0·1~1.5%，Cr:0.05~0.3%，Sc:0.05~0.3% 中的一種或兩種以上； (b) 以質量％計，Ag:0.01~0.2%，Sn:0.001~0.1%中的一種或兩種。3. 根據權利要求1或2所述的結構材料用鋁合金板，其中，所述鋁合金板的Zn的含量 [Zn]和Mg的含量[Mg]滿足[Zn]彡一 0.5[Mg]+5.75的關系，所述人工時效硬化處理后的 0.2 %屈服強度為400MPa以上。
【文檔編號】C22C21/10GK106062226SQ201580011346
【公開日】2016年10月26日
【申請日】2015年3月16日 公開號201580011346.4, CN 106062226 A, CN 106062226A, CN 201580011346, CN-A-106062226, CN106062226 A, CN106062226A, CN201580011346, CN201580011346.4, PCT/2015/57774, PCT/JP/15/057774, PCT/JP/15/57774, PCT/JP/2015/057774, PCT/JP/2015/57774, PCT/JP15/057774, PCT/JP15/57774, PCT/JP15057774, PCT/JP1557774, PCT/JP2015/057774, PCT/JP2015/57774, PCT/JP2015057774, PCT/JP201557774
【發明人】松本克史, 有賀康博, 宍戶久郎
【申請人】株式會社神戶制鋼所