WO2011115202A1

WO2011115202A1 - 高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材

Info

Publication number: WO2011115202A1
Application number: PCT/JP2011/056369
Authority: WO
Inventors: 中井　学; 安永　繁信
Original assignee: 株式会社神戸製鋼所; 三菱アルミニウム株式会社; 古河スカイ株式会社; 日本軽金属株式会社; 昭和電工株式会社
Priority date: 2010-03-18
Filing date: 2011-03-17
Publication date: 2011-09-22
Also published as: EP2548984A1; CN102812141A; US20130164170A1; EP2548984B1; KR20120123711A; EP2548984A4; JP5610582B2; US9249483B2; CN102812141B; KR101457774B1; JP2011214149A

Abstract

　本発明は、耐水素脆化特性および機械的性質などを兼備する高圧ガス容器用アルミニウム６０００系合金材を提供することを目的とする。高圧ガス容器用アルミニウム合金材を、ＡＡ６０６６合金の規格組成範囲よりも更にＦｅ、ＭｎおよびＣｕの含有量を狭い範囲とし、このアルミニウム合金材を、微細な分散粒子が一定量分散するとともに、粗大な晶出物が少ない組織として、高圧ガス容器としての強度と耐水素脆化特性とを向上させる。

Description

高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材

　本発明は、高圧水素ガス貯蔵容器用のＡＡ６０６６規格アルミニウム合金材に関するものである。本発明は、ライナーなどの高圧水素ガス貯蔵容器の本体部材を主たる用途とするが、口金あるいはガス管などの高圧水素ガス貯蔵容器周辺部材も用途に含めて、高圧水素ガス貯蔵容器用として、一括して表現している。

　近年、クリーンなエネルギーとして、燃料電池の燃料となる水素が注目されている。しかし、この水素は、鉄やアルミニウム合金などの金属材料の水素脆化をもたらすので、自動車などに搭載されるガスボンベなどの高圧水素ガス貯蔵容器による高圧化での効率的な貯蔵が難しい。この点は、主流となっている鉄製の高圧ガス容器だけではなく、軽量化のためにアルミニウム合金製ライナーを用いた高圧ガス容器でも同様であって、高圧ガス容器としての信頼性から、耐水素脆化特性に優れることが要求される。

　ここで、アルミニウム合金製ライナーを用いた高圧水素ガス貯蔵容器としては、アルミニウム合金単独からなるのではなく、アルミニウム合金製ライナーの外面に、繊維強化樹脂あるいは強化用繊維を巻き付け（フィラメントワインディング）た複合材料からなることが主流である。

　例えば、特許文献１には、アルミニウム合金製ライナーを用いた高圧水素ガス貯蔵容器を、強度の高い析出硬化型７０００系アルミニウム合金押出材から製造する方法が開示されている。即ち、７０００系アルミニウム合金押出材に抽伸加工を施し、この抽伸加工材を溶体化処理し、その後インパクト加工を施すことにより、有底円筒体に成形する。その後冷間型鍛造によりガス取出口を形成し、時効処理して、小型高圧ガス容器を製造する。

　特許文献２、３では、アルミニウム合金製ライナーの耐力を更に向上させ、かつ、その製造方法も改善することが提案されている。すなわち、７０００系アルミニウム合金素材に溶体化処理を施し、しかる後に、しごき加工して塑性ひずみを付与しながらライナー形状に成形し、溶体化処理後における時効処理を省くことが提案されている。また、特許文献３では、７０００系や、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が優れた、ＡＡ６０６６に規格された組成を有するアルミニウム合金（以下、ＡＡ６０６６規格アルミニウム合金、あるいはＡＡ６０６６合金とも言う）もライナー材として提案されている。

　このような６０６６アルミニウム合金の高圧水素ガス貯蔵容器のライナー材は特許文献４でも提案されている。この６０６６合金は、６０００系アルミニウム合金の中でも、ＭｇおよびＳｉ量が多く、強度が比較的高い、析出硬化型のアルミニウム合金材であり、高圧水素ガス貯蔵容器のライナー材として有望視されている。

　ただ、圧延板や押出材、あるいは鍛造材などの熱間加工方法や形状によらず、このような６０６６アルミニウム合金材をライナー材として用いるためには、自動車搭載用途における高圧水素ガス貯蔵容器での水素ガスの充填圧力が増大しても脆化しない、耐水素脆化特性が必要である。また、ライナー軽量化のための薄肉化に向けて、より高強度化される必要がある。

　この点、この６０６６合金よりも、前記した７０００系アルミニウム合金の方が高強度である。しかし、７０００系合金はＺｎ、ＭｇならびにＣｕなどの主要元素含有量が多く、水素脆化も関与する応力腐食割れ（ＳＣＣ）が問題となる。特に、過時効処理に対するピーク時効処理などで強度を高くした、高強度な７０００系合金においては、耐水素脆化特性がより低下する。また、主要元素の添加量が多くなると、溶解鋳造時のビレット、スラブの割れが生じ易くなる。また、圧延、鍛造、押出等の熱間加工時に割れが生じ易くなり、押出では、押出速度が極端に低くなり等の生産性を低くするという問題もある。

　このため、このＡＡ６０６６合金材は、アルミニウム合金の中でも、最も高圧水素ガス貯蔵容器に適した材料と言える。ただ、このような６０６６アルミニウム合金材をライナー材として用いるためには、前記した、耐水素脆化特性と強度との向上と兼備は、引き続き重要な改良、改善課題となっている。

　このため、特許文献５では、ＡＡ６０６６合金組成において含有されるＭｇおよびＳｉを、Ｍｇ≦１．７３Ｓｉ－０．５２％、Ｍｇ≦１．５％、Ｍｇ≧０．９％、Ｓｉ≦１．８％を各々満たす、特定の範囲内で含有させ、ＡＡ６０６６合金の耐水素脆化性を向上させることが提案されている。

特開平６－６３６８１号公報特許第３７５０４４９号公報特開２０００－２３３２４５公報特開２００１－３４９４９４号公報特開２００９－２４２２５号公報

　前記特許文献５では、確かに耐水素脆化性は向上できるものの、そのＡＡ６０６６アルミニウム合金材のＴ６調質後の機械的な性質は、実施例ベースで、最も強度が高いものでも、引張強さが４０３ＭＰａ、０．２％耐力が３８７ＭＰａの程度である。したがって、高圧水素ガス貯蔵容器での、ライナー軽量化のための薄肉化に向けては、より高強度化される必要がある。

　本発明は、かかる問題に鑑みてなされたもので、優れた耐水素脆化特性を有しながら、より高強度化した、高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材を提供することを目的とする。

　この目的を達成するために、本発明の要旨は、質量％で、Ｍｇ：０．８～１．４％、Ｓｉ：０．９～１．８％、Ｆｅ：０．４４％未満（但し０％は含まず) 、Ｃｕ：０．０５～１．２％、Ｍｎ：０．２～０．９％、Ｃｒ：０．４０％以下（但し０％を含む) 、Ｚｎ：０．２５％以下（但し０％を含む) 、Ｔｉ：０．２０％以下（但し０％を含む) を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、このアルミニウム合金組織における、８００ｎｍ以下の円相当径を有する分散粒子の平均密度をＤ（個/μｍ²）、０．３８μｍ以上の円相当径を有する晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）とした時、これらＣとＤとの関係が、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を満たすこととする。

　ここで、本発明アルミニウム合金材の化学成分組成は、規格化されたＡＡ６０６６合金の組成であり、更に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕの含有量をこの規格組成範囲よりも更に狭く限定するとともに、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉの前記各含有量の範囲は、ＡＡ６０６６の規格範囲と同じである。なお、本発明で言う前記アルミニウム合金材とは、熱間圧延による圧延板や、冷間圧延による圧延板、あるいは熱間押出による形材や熱間鍛造による鍛造材を含む。また、前記アルミニウム合金材のＴ６調質後の機械的な性質として、引張強さが４１０ＭＰａ以上、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であることが好ましく、ライナー材として外側に繊維強化樹脂あるいは強化用繊維が巻き付けられて高圧水素ガス貯蔵容器として好適に使用される。また、前記アルミニウム合金材の耐水素脆化特性としては、歪み速度を６．７×１０^-７ｓ^-１以下として雰囲気条件のみを変えて、このアルミニウム合金材を引張変形させた場合の５％ＲＨ以下の乾燥雰囲気中での伸び値をδ１、９０％ＲＨ以上の高湿潤雰囲気中での伸び値をδ２として、［（δ１－δ２）／δ１］で示される水素脆化感受性指標が０．１以下（マイナスの値も含む）あることが好ましい。

　本発明者らは、ＡＡ６０６６合金の、組成、組織と、耐水素脆化特性および強度との関係を調査した。この結果、ＡＡ６０６６合金の組成の中でも、主要元素であるＭｇ、Ｓｉ以外の、Ｆｅ、Ｍｎ遷移元素ならびにＣｕの含有量が特に、耐水素脆化特性に大きく影響することを知見した。そして、更に進んで、これら遷移元素が形成する分散粒子平均密度と晶出物の平均密度とが、耐水素脆化特性に大きく影響することを知見した。

　ＡＡ６０６６合金を中心とした組成において、たとえばＦｅ遷移元素の含有量が増せば、ＡＡ６０６６合金材組織中の、分散粒子と晶出物の数（密度）が増す。しかし、これら分散粒子と晶出物の互いの挙動（作用）は全く異なっており、これら分散粒子の（平均）密度が増せば、耐水素脆化特性が大きく向上し、反対に、前記晶出物の（平均）密度が増せば、耐水素脆化特性が大きく低下することを知見した。

　分散粒子が耐水素脆化特性を向上させる理由は、分散粒子には、６０６６合金において、水素のトラップ（捕捉）サイトとしての機能があり、このため結晶粒界への水素の集積を抑制する効果があり、かつこの分散粒子の大きさは、常法により材を製造した場合、ナノオーダーレベルで微細である。このため、例え水素をトラップしても、破壊の起点とはなりにくく、耐水素脆化特性とを向上させるものと推考される。また、分散粒子には、周知の通り、再結晶の抑制ならびに結晶粒を微細化させる効果があり、これが強度の増大とともに耐水素脆化特性を向上させることにもつながっているものと推考される。したがって、これらの分散粒子を一定量確保すれば、耐水素脆化特性と強度とが向上する。

　これに対して、前記晶出物も、水素が集積するサイトと推考される。しかしながら、試料表面ならびに表層に存在する晶出物において、晶出物と母相との界面は、水素が材料内部に侵入し易い箇所とされている。晶出物の密度が高くなると、材料内部へ水素が侵入する箇所が増え、結晶粒界への集積等により破壊が生じ易くなるものと推察される。また、晶出物は大きさがミクロンオーダーと、分散粒子よりも巨大である。水素が侵入し破壊の起点として作用するとともに、そもそも晶出物の密度が高くなると、機械的特性たとえば靱性、疲労特性は低下する。したがって、これらの晶出物をできるだけ少なく規制すれば、耐水素脆化特性とともに靱性、疲労特性が向上する。

　因みに、従来から、Ｎｉ合金材料や鉄鋼材料などでは、析出物は、水素脆化やクラック発生の起点として規制されたり、逆に、有効な水素のトラップ（捕捉）サイトとして扱われたりしている。しかし、アルミニウム合金の分野、特にＡＡ６０６６合金のような高強度６０００系合金においては、このような分散粒子や晶出物について、耐水素脆化特性との関係はあまり知られていなかった。これは、高強度アルミニウム合金をライナーに適用した高圧ガス容器（ガスボンベ）が、水素の高圧貯蔵用容器として注目されていたにもかかわらず、研究例があまりなかったことにも起因すると推考される。

　本発明では、ＡＡ６０６６合金の組成範囲の中でも、更に狭い特定組成とするとともに、このアルミニウム合金材を微細な分散粒子が一定量分散するとともに、粗大な晶出物が少ない組織とする。これによって、本発明では、優れた耐水素脆化特性を有するとともに高強度化され、水素の高圧貯蔵用容器として適したアルミニウム合金材を提供できる。

本発明で規定する、分散粒子の平均密度Ｄと晶出物の平均密度Ｃとの関係式、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０（Ｄ≦－０．００１１×Ｃ＋９．５）を示す説明図である。

（アルミニウム合金組成）
　先ず、本発明材のアルミニウム合金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。本発明アルミニウム合金材の化学成分組成は、アルミニウム合金材のＴ６調質後の機械的な性質を、高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的な性質とするために、前記した通り、ＡＡ６０６６合金の組成範囲よりも更に狭い特定組成とする。すなわち、耐水素脆化特性や強度の向上を目的として、分散粒子や晶出物を制御するために、ＡＡ６０６６合金規格に規定された主要元素の中でも、特に、Ｆｅ、Ｍｎの含有量を、規格よりも狭い範囲に限定して、よりバランスさせる。なお、前記Ｔ６調質とは、アルミニウム合金材を溶体化処理および焼入れ処理後にピーク時効処理を施すことである。

　より具体的に、本発明アルミニウム合金材の化学成分組成は、規格化されたＡＡ６０６６合金の組成範囲よりも更に狭く、質量％で、Ｍｇ：０．８～１．４％、Ｓｉ：０．９～１．８％、Ｆｅ：０．４４％未満（但し０％は含まず) 、Ｃｕ：０．７～１．２％、Ｍｎ：０．７～０．９％、Ｃｒ：０．４０％以下（但し０％を含む) 、Ｚｎ：０．２５％以下（但し０％を含む) 、Ｔｉ：０．２０％以下（但し０％を含む) を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることとする。ここで、前記したＦｅ、Ｍｎの含有量を除き、規定するＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉの前記各含有量の範囲は、ＡＡ６０６６の規格範囲（上限値、下限値）と同じである。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

　これら以外のその他の元素はＡＡ６０６６の規格同様不純物であり、ＡＡ６０６６の規格である、個々の元素で０．０５％以下、これらの総量（合計）で０．１５％以下の含有量 (許容量) 規定に従う。

　本発明アルミニウム合金組成における、各元素の好ましい含有範囲と意義、あるいは許容量について以下に元素毎に説明する。

Ｓｉ：０．９～１．８％
　Ｓｉは、Ｍｇとともに、一部がアルミニウム合金マトリックスに固溶し、固溶強化する。また、前記比較的高温での人工時効処理時に強度向上に寄与する時効析出物などを形成する時効硬化能を発揮して、高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的性質を満たすのに必要な、前記高強度、高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、絶対量が不足するため、前記固溶強化や時効硬化能が不足する。この結果、必要な前記高強度、高耐力を得ることができない。一方で、Ｓｉの含有量が多過ぎると、強度が高くなり過ぎ、耐食性や耐水素脆化特性が低下する。また、マトリックスに固溶できないため、粗大な晶出物および析出物を形成し、耐水素脆化特性が低下するとともに、強度、伸びなどの低下の原因となり、また板材や形材製造時の圧延や押出、鍛造などの加工性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、ＡＡ６０６６の規格通り、０．９～１．８％の範囲とする。

Ｍｇ：０．８～１．４％
　Ｍｇは、Ｓｉと同様、固溶強化と、前記人工時効処理時にＳｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的特性を満たすのに必要な、前記高強度、高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、絶対量が不足するため、前記固溶強化や時効硬化能が不足する。この結果、必要な前記高強度、高耐力を得ることができない。一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、強度が高くなり過ぎ、耐食性や耐水素脆化特性が低下する。また、マトリックスに固溶できないため、粗大な晶出物および析出物を形成し、耐水素脆化特性が低下するとともに、強度、伸びなどの低下の原因となり、また板材や形材製造時の圧延や押出、鍛造などの加工性も低下する。したがって、Ｍｇの含有量は、ＡＡ６０６６の規格通り、０．８～１．４％の範囲とする。

Ｆｅ：０．４４％未満（但し０％は含まず) 、
　Ｆｅは、ＡＡ６０６６の規格では、不純物として０．５０％以下（但し０％を含む) である。ただ、前記特許文献５などでは、これを超えて、０．６５％まで含有させている実施例もある。したがって、これまでＦｅ自体あるいはＦｅの含有量については、スクラップを使用した溶解原料などから必然的に含まれる一般的な不純物としての許容量としてしか、認識されてこなかった。

　これに対して、本発明では、ナノオーダーの微細な分散粒子を一定量存在させるために、Ｆｅを：０．４４％未満の実質量、必須の元素として含有させる。Ｆｅは、Ｍｎと同様に、均質化熱処理時にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）系のナノオーダーの微細な分散粒子を規定する一定量の平均密度だけ形成して、水素のトラップ（捕捉）サイトとして機能し、耐水素脆化特性を向上させる。また、再結晶の抑制、結晶の微細化により強度の向上をもたらす効果もある。

　Ｆｅを：０．４４％未満の実質量含有させないと、これより多すぎても、少なすぎても、却って、耐水素脆化特性とを低下させる。例えば、Ｆｅを含有しないと、あるいは含有量が少なすぎると、８００ｎｍ以下の円相当径の分散粒子の平均密度Ｄ（個/μｍ²）と０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）との関係がＤ≧０．００１１×Ｃ－６．６とならず、これらの効果が発揮されない。Ｆｅの含有量がごく少量でもこれらの効果あるが、アルミニウム合金材の製造条件などのばらつきによらずに、これらの効果が確実に発揮されることを保証するためには、Ｆｅは好ましくは０．０４％以上含有させる。

　また、Ｆｅの含有量が多すぎると、粗大なミクロンオーダーの晶出物が生成して、却って、強度と耐水素脆化特性とを低下させる。すなわち、前記ＡＡ６０６６の規格や前記特許文献５などの不純物としてのＦｅの含有量は、場合によって多すぎることとなる。したがって、Ｆｅの含有量は、ＡＡ６０６６の規格よりも狭く、０．４４％未満（但し０％は含まず) の範囲に限定する。

Ｍｎ：０．７～０．９％
　Ｍｎは、均質化熱処理時にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）系のナノオーダーの微細な分散粒子を規定する一定量の平均密度だけ形成して、水素のトラップ（捕捉）サイトとして機能し、耐水素脆化特性とを向上させる。また、Ｍｎの一部がアルミニウム合金板マトリックスに固溶し固溶強化を生じ，また、分散粒子は再結晶の抑制ならびに結晶粒を微細化させる効果もある。

　Ｍｎ含有量が少なすぎること、Ａｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）系のナノオーダーの微細な分散粒子を規定する一定量の平均密度だけ確保できないことも起こり得る。また、本発明で規定する上限の０．９％を超えて、Ｍｎ含有量が多すぎると、粗大なミクロンオーダーの晶出物が生成して、却って、強度と耐水素脆化特性とを低下させる。したがって、Ｍｎの含有量は、ＡＡ６０６６の規格よりも狭く、０．７～０．９％の範囲に限定する。

Ｃｕ：０．７～１．２％
　Ｃｕは、Ｍｇ、Ｓｉと共に強度、耐力の向上に寄与する。Ｃｕ含有量が少なすぎると、その効果が十分に得られず、高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的特性を満たすのに必要な、前記高強度、高耐力を得ることができない。また、水素をトラップする分散粒子の密度は低くなるため、耐水素脆化特性を劣化する。一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、却って、強度、耐力が低下する。また、板の成形性や板材や形材製造時の圧延や押出、鍛造などの加工性そして耐食性が大きく低下する。晶出物の密度は高くなり、耐水素脆化特性は劣化する。したがって、Ｃｕの含有量は、ＡＡ６０６６の規格通り、０．７～１．２％の範囲とする。

Ｃｒ：０．４０％以下（但し０％を含む) 、Ｚｎ：０．２５％以下（但し０％を含む)、Ｔｉ：０．２０％以下（但し０％を含む)
　Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉは各々不純物として規制する。このうち、Ｃｒは、Ｆｅ、Ｍｎと同様に、分散粒子を形成するものの、添加量はＭｎ、Ｆｅに比べ少なく、Ｃｒを含む分散粒子の効果は、Ｆｅ、Ｍｎほどには大きくない。また、含有量が多すぎると、粗大なミクロンオーダーの晶出物が生成して、却って、強度と耐水素脆化特性とを低下させる。したがって、Ｃｒは不純物として、ＡＡ６０６６の規格通り、０．４０％以下（但し０％を含む)に規制する。

　Ｚｎは、含有量が多すぎると、粒界腐食感受性は高くなり、耐食性は低下する。したがって、Ｚｎは不純物として、ＡＡ６０６６の規格通り、０．２５％以下（但し０％を含む) に規制する。

　Ｔｉは、Ｔｉ添加のための母合金に含まれるＢとともに、鋳塊の結晶粒を微細化させる作用があるが、Ｔｉ含有量が多すぎると、粗大な金属間化合物を形成し却って、強度と耐水素脆化性とを低下させる。また、板の成形性や板材や形材製造時の圧延や押出、鍛造などの加工性が大きく低下する。したがって、Ｔｉは不純物として、ＡＡ６０６６の規格通り、０．２０％以下（但し０％を含む) に規制する。

組織：
　本発明では、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｔｉの含有量は、前記した通り、ＡＡ６０６６の規格範囲と同じである。その上で、微細な分散粒子を一定量存在させるとともに、粗大な晶出物をできるだけ少なく規制した組織とする。すなわち、耐水素脆化特性を得るために、８００ｎｍ以下の円相当径の分散粒子の平均密度をＤ（個/μｍ²）と０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）との関係が、図１に示すＤ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を満たすようにする。なお、図１では、このＤ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を変形したＤ≦－０．００１１×Ｃ＋９．５の式で示している。この図１は、後述する実施例表２の各例の分散粒子の平均密度Ｄと晶出物の平均密度Ｃとを耐水素脆化特性の観点から整理したものであり、縦軸が前記分散粒子の平均密度Ｄ、横軸が晶出物の平均密度Ｃである。そして、横軸の晶出物の平均密度８２００個/ｍｍ²近傍から左上に向かって斜めに立ち上がる直線がＤ＝－０．００１１×Ｃ＋９．５の式である。ここで、本発明が規定するＤ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０、すなわちＤ≦－０．００１１×Ｃ＋９．５の式を満たすとは、図１において、分散粒子の平均密度Ｄおよび晶出物の平均密度Ｃをともに、この直線よりも左側の水素脆化感受性指標（伸び）が０．１以下（マイナスの値も含む）となる領域に位置させる値にすることである。言い換えると、この直線よりも右側の領域は水素脆化感受性指標（伸び）が０．１を超える領域であり、分散粒子の平均密度Ｄか晶出物の平均密度Ｃをこの領域に位置させた場合には、耐水素脆化特性が劣ることとなる。

　因みに、前記６０６６合金組成とし、かつＦｅ、Ｍｎ、Ｃｕを一定の含有量とすれば、後述する通り、均質化熱処理の温度さえ注意すれば、圧延板や押出材あるいは鍛造材などの加工手段によらず、上記した、微細な分散粒子を一定量存在させるとともに、粗大な晶出物をできるだけ少なく規制した組織とすることができる。これによって、圧延板や押出材、あるいは鍛造材などによらず、ライナー材として用いた場合に、自動車搭載用途における高圧水素ガス貯蔵容器での水素ガスの充填圧力が増大しても、脆化しない、耐水素脆化特性が得られる。また、ライナー軽量化のための薄肉化に向けて高強度化できる。

分散粒子：
　分散粒子は、水素のトラップ（捕捉）サイトとしての機能があり、かつこの分散粒子の大きさは、常法により材を製造した場合、ナノオーダーレベルで微細である。このため、水素をトラップしても、破壊の起点とはなりにくく、強度と耐水素脆化特性とを向上させる。また、分散粒子には、周知の通り、結晶粒を微細化せる効果がある。したがって、これらの分散粒子を、上記規定の通り一定量確保すれば、耐水素脆化特性と強度とが向上する。

　一方、８００ｎｍ以下の円相当径の分散粒子の平均密度Ｄ（個/μｍ²）、０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）とした場合に、分散粒子の平均密度Ｄが、－０．００１１×Ｃ＋９．５の値よりも大きくなると、水素のトラップ（捕捉）サイトした微細な分散粒子（の数）が多くなりすぎる。この結果、ライナー材として用いた場合、高圧水素ガス貯蔵容器での水素ガスの充填圧力が増大すると脆化し易くなる。

　因みに、本発明で規定する分散粒子とは、主としてＭｎなどの遷移元素とＡｌ，Ｓｉとの化合物であり、Ｆｅを含むこともある。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどの他の遷移元素の量によっては、これらの元素も含む化合物である。これらは、鋳塊鋳造時、鋳塊の均質化熱処理時などに主として生成する。但し、前記晶出物とは違い、最大長のレベルが大きく異なる（小さい）ために、一般的にはそれらの観察にはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）が用いられる。但し、狭い領域しか観察出来ず、特定領域のミクロ組織の状態を、試料全体の平均的な情報として誤解する危険性もある。そこで、本発明で規定する分散粒子は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、比較的高倍率１００００倍で観察し測定する。なお、本発明で規定する分散粒子につき、ＥＤＸなどを用いた元素分析（元素量分析）によって識別する必要はない。すなわち、前記条件のＳＥＭで観察される（観察できる、あるいは観察可能な）、８００ｎｍ以下の円相当径の第２相粒子は、これを全て本発明で規定する分散粒子と見なす。

　但し、円相当径最大値が１ｎｍ未満の超微細な分散粒子（第２相粒子）は、上記倍率１００００倍のＳＥＭでも、正確な観察や最大長の測定が困難であり、また、水素のトラップ（捕捉）サイトとしての効果も小さいと見なされる。したがって、分散粒子の好ましい最大長の下限は１ｎｍとする。

分散粒子の平均密度の測定：
　本発明で規定する分散粒子の平均密度の測定面は、晶出物と同様、Ｔ６調質処理後のアルミニウム合金材や、これを成形、加工したライナーなどの圧力容器部材の、長手方向（軸方向）に対する平行な任意の断面の中央部とする。これら平行断面中央部より、試料を作製し、成分分析装置付属のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて、倍率×１００００、加速電圧１５ｋＶで観察する。画像処理で、不定形の分散粒子を同一面積の円に置き換え、その円相当径（直径）の最大径が８００ｎｍ以下の分散粒子の数をカウイントし、観察面積当たりの個数すなわち密度(個/μｍ²)を算出する。一般的に、加速電圧１５ｋＶの場合、母材がＡｌであれば、電子線の侵入深さは２ミクロン強で、観察される深さはその１／３程度とされる。試料表面の分散粒子のみを評価対象とするため、画像処理する際は、試料内部に存在する粒子に対応するぼやけた像は、画像上から削除することとする。なお、試料表面の分散粒子は、明瞭な輝点（白黒の画像であれば、白色の点）として観察される。測定は、各供試線棒材の任意の前記断面５箇所で、各２視野（計１０視野）について行い、これらを平均化し、本発明で規定する分散粒子の平均密度とする。

晶出物：
　晶出物とは、鋳造時に晶出する晶出物や、均質化熱処理時、熱間加工時に形成されその後の溶体化処理時後でも残存するミクロンサイズの粗大なＭｇ_２Ｓｉ等を指す。微細な晶出物や晶出物にも、前記分散粒子と同様に、水素のトラップ（捕捉）サイトとしての機能はあると推考される。しかし、常法により材を製造した場合、存在する晶出物は大きさがミクロンオーダーと、分散粒子よりも巨大である。このため、水素をトラップした場合に、破壊の起点となり易くなるものと推定される。したがって、これらの晶出物をできるだけ少なく規制すれば、耐水素脆化特性が向上するとともに、さらには一般的な靱性、疲労特性も高くなる。

　一方、０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）が多すぎると、８００ｎｍ以下の円相当径の分散粒子の平均密度Ｄ（個/μｍ²）が多くても、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０を満足せず、破壊の起点となる粗大な晶出物が多すぎ、耐水素脆化特性は著しく低下する。

　本発明で規定する晶出物とは、アルミニウム合金材組織の倍率３００倍程度のＳＥＭによる観察で、マトリックス内に存在する、組成を問わない不定形の粒子として確認できる（本発明で規定する円相当径最大値が０．３８μｍ以上か未満かの判別ができる）第２相粒子のことを言う。これら晶出物は、主として、Ｍｇ、Ｓｉ系化合物、Ｓｉ、Ｆｅ系化合物などである（但し、ＣｕならびにＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどの遷移元素を多く含有する場合には、前記化合物に、これらの元素を含む場合もある）。これらは、鋳造時に晶出する晶出物や、均質化熱処理時、熱間加工時に形成されその後の溶体化処理時後でも残存するミクロンサイズの粗大なＭｇ２Ｓｉ等などからなる。但し、本発明では、前記した通り、第２相粒子の組成を問わないゆえに、上記ＳＥＭによる観察の際に、ＥＤＸ（エネルギー分散型分光）などを用いた、各晶出物の元素分析（元素量分析）を行う必要はない。すなわち、前記条件のＳＥＭで観察される（観察できる、あるいは観察可能な）、０．３８μｍ以上の円相当径の粗大な第２相粒子は、これを全て本発明で規定する晶出物粒子と見なす。組成や製法によって異なるために、粗大な晶出物粒子の最大となる大きさは予測できず、また、円相当径が０．３８μｍ以上の粗大な晶出物粒子は全て規制の対象となるので、本発明では、敢えて晶出物粒子の最大サイズの上限は規定しない。

晶出物の平均密度の測定：
　本発明で規定する晶出物の平均密度の測定面は、分散粒子と同様、Ｔ６調質処理後のアルミニウム合金材や、これを成形、加工したライナーなどの圧力容器部材の、長手方向（軸方向）に対する平行な任意の断面の中央部とする。これら平行断面中央部の位置における組織の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による倍率３００倍、加速電圧１５ｋＶの観察から、計測、算出される。

　すなわち、このＳＥＭによる観察視野の画像解析によって、観察視野内の、組成を問わない第２相粒子として観察される、個々の晶出物を倍率×３００、加速電圧１５ｋＶで観察する。画像処理で、不定形の晶出物を同一面積の円に置き換え、その直径の最大長が０．３８μｍ以上の晶出物の数をカウイントし、測定視野の単位面積１ｍｍ^２当たりの個数すなわち密度(個/ｍｍ^２ )を算出する。なお、画像処理は、ＳＥＭで観察された全ての晶出物を評価対象とする。測定は各供試線棒材の任意の前記断面５箇所で、各２視野（計１０視野）について行い、これらを平均化し、本発明で規定する晶出物の平均密度とする。

製造方法：
　前記特定組成の６０６６合金組成とすれば、均質化熱処理の温度さえ注意すれば、熱間圧延による圧延板や、冷間圧延による圧延板、あるいは熱間押出による形材や熱間鍛造による鍛造材など、常法によって、本発明アルミニウム合金材を製造できる。すなわち、上記した、微細な分散粒子を一定量存在させるとともに、粗大な晶出物をできるだけ少なく規制した本発明アルミニウム合金材組織とすることができる。

　前記特定組成の６０６６合金鋳塊を溶製し、この鋳塊を均質化熱処理後、熱間圧延、更に必要に応じて冷間圧延して、所望の板厚の冷間圧延板を得るか、あるいは、熱間押出や熱間鍛造を行って、所望の厚みと形状の６０６６合金形材、鍛造材を得る。以下に、各工程の好ましい条件を記載するが、特に断らない限り、圧延板（圧延）や押出形材（押出）、鍛造材（鍛造）に共通する条件である。

（溶解、鋳造冷却速度）
　先ず、溶解、鋳造工程では、上記特定の６０６６組成範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、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。

（均質化熱処理）
　前記した種々の熱間加工に先立って、鋳造されたアルミニウム合金鋳塊を５４０℃以上の比較的高温域で均質化熱処理（均熱処理）し、組織の均質化（鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくすなど）とともに、晶出物を微細化する。前記特許文献５のように、この均熱処理温度を３５０～５５０℃（その実施例では５４０℃）と比較的低温した場合には、本発明組成内であっても、晶出物を微細化出来ずに、粗大な晶出物が多くなる危険性がある。したがって、破壊の起点となる晶出物が多過ぎ、耐水素脆化特性の低下さらには靱性、疲労特性の低下をもたらす危険性が高くなる。
　一方、均熱処理温度が高くなり過ぎると、分散粒子は粗大化し密度は低くなり易くなる。水素のトラップサイトは減り、耐水素脆化特性を低下させる危険性がある。また、分散粒子の粗大、低密度化で、再結晶が生じ易くなり、また結晶粒も粗大化するため、強度は低くやり易い。また、鋳塊のバーニングも生じ易くなる。従って、均熱処理温度の上限は５７５℃とする。

　この均熱処理後は、ファンなどによってビレット（鋳塊）を強制的に急冷して、冷却速度を速める方が好ましい。ビレット（鋳塊）を放冷するなど、冷却速度が遅いと、冷却過程で晶出物が粗大化する危険性がある。このような急冷における平均冷却速度の目安は、室温を含む３００℃以下の温度まで、８０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。

（熱間加工）
　熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工は常法による。言い換えると、特別な条件は不要で、熱間加工開始温度は、前記アルミニウム合金の成分組成や鋳塊の大きさとの関係で、３５０～５７５℃の範囲から選択する。熱間加工の加工率も、前記アルミニウム合金の成分組成や、鋳塊の大きさとアルミニウム合金材（製品）の所望厚みとの関係で、８５％以上の加工率の範囲から選択する。この加工率が少なすぎると、晶出物が小さく粉砕されず、粗大な晶出物が残存して、本発明で規定するようには晶出物を微細化できない。

　圧延板の場合、均質化熱処理後の鋳塊を、熱間圧延温度まで冷却するか、一旦室温まで冷却後に熱間圧延温度まで再加熱して、熱間圧延し、所望の板厚の熱間圧延板を得るか、更に必要に応じて冷間圧延して、所望の板厚の冷間圧延板とし、その後調質する。なお、熱間圧延と冷間圧延の間あるいは冷間圧延のパス間に、必要に応じて焼鈍を行ってもよい。

　押出材の場合、均質化熱処理後の鋳塊を再加熱し、３５０～５７５℃の範囲で所望の厚みと形状に熱間押出し、更に必要に応じて所望の形状・肉厚に冷間押出（抽芯加工）し、その後調質する。なお、熱間押出と冷間押出の間あるいは冷間押出（抽芯加工）のパス間に、必要に応じて焼鈍を行ってもよい。
　また、鍛造材の場合、均質化熱処理後の鋳塊を再加熱し、３５０～５７５℃の範囲で所望の厚みと形状に熱間鍛造して、所望の肉厚の熱間鍛造材を得るか、更に必要に応じて熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造して、所望の肉厚の鍛造材とし、その後調質する。なお、熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造の間のパス間に、必要に応じて焼鈍を行ってもよい。

（調質処理）
　これらの熱間加工後に、アルミニウム合金材に対する調質処理として、先ず、溶体化および急冷（焼入れ）処理を行う。この溶体化処理は、前記アルミニウム合金の成分組成との関係や、続く高温での人工時効硬化処理により強度向上に寄与する時効析出物を十分粒内に析出させるために、好ましくは、５３０℃～５７０で所定時間保持する条件で行う。この溶体化処理後、直ちに１０℃／秒以上の冷却速度で急冷処理（焼入れ処理）を行う。この溶体化処理後の急冷処理の冷却速度が遅いと、粒界上にＳｉ、ＭｇＳｉ化合物などが析出しやすくなり、機械的な特性や成形性を低下させる。

　溶体化および焼入れ処理に使用する熱処理炉は、バッチ炉、連続炉、溶融塩浴炉のいずれを用いてもよい。また、溶体化処理後の焼入れ処理は、水浸漬、水噴射、ミスト噴射、空気噴射、空気中放冷のいずれを用いてもよい。更に、溶体化及び焼入れ処理後に行われる高温時効処理も、バッチ炉、連続炉、オイルバス、温湯浴槽等のいずれを用いてもよい。

　この溶体化および焼入れ処理の後に、強度など機械的諸特性を向上させるために、好ましくは直ちに、１５０～２００℃での高温時効処理を行う。この調質は、例えばＪＩＳＨ－０００１に記載の熱処理条件内にて行う、調質記号で、Ｔ６（溶体化処理および焼入処理＋ピーク時効処理）の調質処理である。このような高温時効処理を行なわない場合、前記アルミニウム合金材のＴ６調質後の機械的な性質として、引張強さが４１０ＭＰａ以上、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上である機械的な性質を得ることが難しくなる。

　ここで、押出材の場合には、熱間押出の出口側の押出材温度が溶体化温度域になるように、前記鋳造ビレットを再加熱して熱間押出し、引き続き、押出直後から押出材を室温近傍の温度まで水噴射、ミスト噴射、空気噴射等で、オンラインで強制冷却し焼入れ処理を行っても良い。その後、必要に応じて必要に応じて室温時効、歪み矯正した後、高温時効処理を行っても良い。また、必要に応じて抽芯加工を行った後、たとえばＪＩＳ－Ｈ－０００１に記載の熱処理条件内にて、溶体化処理、焼入し、必要に応じて室温時効、歪み矯正した後、高温時効処理（Ｔ６）を行ってもよい。

　これら調質処理後の圧延材、押出材、鍛造材から、高圧ガス容器用のライナー等の容器材や周辺部材を作製する場合には、必要に応じて加熱を行いながら、絞り、しごき、スピニング、切削、孔開けなどの必要な加工を行う。ここで、記載した通り、板材、押出材、鍛造材に対して、予め、高圧ガス容器用の部材を作製する前に、前記した調質を各々選択して行っても勿論良い。また、板材、押出材、鍛造材に対して、前記調質処理を行わずに、これら高圧ガス容器材や周辺部材を作製後に、前記Ｔ６調質処理を、各部材の要求特性に応じて、各々選択して行っても良い。あるいは、溶体化処理および焼入処理を、高圧ガス容器材や周辺部材を作製前に行い、作製後にピーク時効処理を行うなど、調質処理を分けて行っても良い。

　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

　次に、本発明の実施例を説明する。高圧ガス容器におけるライナーを想定して、表１に示す各成分組成のアルミニウム合金圧延板を、表２に示す条件で製造し、Ｔ６調質後の、ミクロ組織、機械的特性、耐水素脆化特性を各々調査、評価した。これらの結果も表２に示す。表１と表２の各例は互いに同じ例である。

　板の製造は、先ず、表１に示す各成分組成の各アルミニウム合金溶湯から、各々スラブを鋳造した。このスラブを表２に示す５６０℃で４時間（ｈｒ）の均質化熱処理後、一旦、室温まで冷却した。そして、４６ｍｍ厚さに面削した後、再加熱して、表２の通り、４６０℃の開始温度で、板厚４６ｍｍから熱間圧延を開始して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後、この熱延板を、中間焼鈍無しで、冷間圧延して、１．０ｍｍの板厚の冷延板とした。

　この冷延板を、バッチ炉にて、共通して表２示す５５０℃×３時間（ｈｒ）の溶体化処理後に、直ちに水焼入（表２にはＷＱと記載）にて焼入を行った。そして、その後３日間の室温時効（１５～３５℃）後、レベラーで板の歪みを矯正した後、１８０℃×９時間のピーク時効処理し、調質記号でＴ６（溶体化処理および焼入後にピーク時効処理）の各調質材を作製した。均熱処理、熱延温度への加熱、高温時効処理には空気炉を用いた。表２に示す溶体化処理直後からの水焼入の場合の冷却速度は約２５０℃／秒程度である。因みに、ファンによる強制空冷の場合の冷却速度は５０℃／分程度である。

（供試材特性）
　これら製作した調質後の板材の外寸形状は、各例とも共通して、長さ１．０ｍｍ、幅２００ｍｍとした。そして、この板の高温時効処理後から３０日間の室温時効（経過）後の板材から、供試材（板状試験片）を切り出し、これら各供試材のミクロ組織、引張特性、耐水素脆化特性を測定、評価した。これらの結果を表２に示す。

ミクロ組織：
　各供試材の８００ｎｍ以下の円相当径の直分散粒子の平均密度（個／μｍ² ）と、０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度が（個／ｍｍ^２）は、各々前記した方法で測定した。

引張試験：
　引張試験は、前記供試材からＪＩＳＺ２２０１のＪＩＳ５号試験片（ＧＬ５０ｍｍ）を圧延方向に対して試験片長手方向が直角となるように採取し、室温大気中で、クロスヘッド速度５ｍｍ／分で引張試験を行った。測定Ｎ数は５として、各機械的性質はこれらの平均値とした。

耐水素脆化特性試験：
　前記供試材の耐水素脆化特性は、歪み速度を６．７×１０^-7 ｓ^-1 以下として雰囲気条件のみを変えて、このアルミニウム合金材を引張変形させた場合の５％ＲＨ以下の乾燥雰囲気中での伸び値をδ１、９０％ＲＨ以上の高湿潤雰囲気中での伸び値をδ２として、［（δ１－δ２）／δ１］で示されるものを、耐水素脆化感受性指標とした。具体的には、前記供試材から幅５ｍｍ、長さ１２ｍｍの平行部、肩部半径７．５ｍｍの小型引張試験片を、板の圧延方向に対して試験片長手方向が直角となるように採取し、初期歪速度６．７×１０^-7 ｓ^-1 で、雰囲気条件を５％ＲＨ以下の乾燥雰囲気中、９０％ＲＨ以上の高湿潤雰囲気中との２つの条件で、各々破断まで引張試験を行った。そして、５％ＲＨ以下の乾燥雰囲気中の伸び値δ１に対する、９０％ＲＨ以上の高湿潤雰囲気中の伸び値δ２の低下率を上記式にて算出した。これら伸び値の低下率が０．１以下、より好ましくは０．０５以下と小さいほど、耐水素脆化特性が優れていると評価出来る。

　ここで、この伸び値の低下率０．０５とは、水素容器部材で耐水素脆化特性が優れていると実績のある６０６１－Ｔ６材を、前記した同じ条件で耐水素脆化特性試験して求めた基準値である。また、この伸び値の低下率１０％とは、水素容器部材ではないが、耐食性に優れた構造部材として実績のある７０５０－Ｔ７材を前記した同じ条件で耐水素脆化特性試験して求めた基準値である。

　表１、２から分かる通り、発明例１～３は、高強度と耐水素脆化特性とを兼備している。すなわち、各発明例は本発明アルミニウム合金組成を満足するとともに、調質を含めて製造条件が適切である。このため、８００ｎｍ以下の円相当径の分散粒子の平均密度をＤ（個/μｍ²）と０．３８μｍ以上の円相当径の晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）との関係が、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０（Ｄ≦－０．００１１×Ｃ＋９．５）の式を満足しており、微細な分散粒子が一定量分散し、粗大な晶出物が少ない組織となっている。この結果、引張強さが４１０ＭＰａ以上、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であり、高圧水素ガス下であっても、水素脆化感受性指標が０．１以下である優れた耐水素脆化特性とを兼備している。

　これに対して、表１、２から分かる通り、比較例１～３は、強度と耐水素脆化特性を満足兼備できていない。すなわち、各比較例は、本発明アルミニウム合金組成を満足しないか、製法が不適切である。

　比較例１は、Ｆｅの含有量が、ＡＡ６０６６の規格範囲内であるにもかかわらず、本発明の上限を超えてしまって多すぎる。このため、製造条件が適切であり、微細な分散粒子が一定量分散しているものの、粗大な晶出物が多くなりすぎており、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０（Ｄ≦－０．００１１×Ｃ＋９．５）の式を満足できておらず、発明例に比して耐水素脆化特性が劣る。

　比較例２はＣｕの含有量が少なすぎ、本発明やＡＡ６０６６の規格範囲も外れている。このため、製造条件が適切であり、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を満足し、耐水素脆化特性が高いにもかかわらず、発明例に比して強度が劣る。

　比較例３はＭｎの含有量が少なすぎ、本発明やＡＡ６０６６の規格範囲も外れている。このため、製造条件が適切で、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を満足し、耐水素脆化性が高いにもかかわらず、強度が発明例に比して低い。

　したがって、以上の実施例の結果から、本発明における成分や組織の各要件の、耐水素脆化特性および機械的性質などを兼備するための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

　以上説明したように、本発明によれば、強度と耐水素脆化特性とが優れる、高圧水素ガス貯蔵容器用６０００系アルミニウム合金材を提供することができる。したがって、アルミニウム合金製やプラスチック製ライナーの外面に強化用繊維を巻き付けた高圧ガス容器へ、６０００系アルミニウム合金材をライナー、口金あるいはガス管などの部材として適用することができる。

Claims

　質量％で、Ｍｇ：０．８～１．４％、Ｓｉ：０．９～１．８％、Ｆｅ：０．４４％未満（但し０％は含まず) 、Ｃｕ：０．７～１．２％、Ｍｎ：０．７～０．９％、Ｃｒ：０．４０％以下（但し０％を含む) 、Ｚｎ：０．２５％以下（但し０％を含む) 、Ｔｉ：０．２０％以下（但し０％を含む) を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、このアルミニウム合金組織における、８００ｎｍ以下の円相当径を有する分散粒子の平均密度をＤ（個/μｍ²）、０．３８μｍ以上の円相当径を有する晶出物の平均密度Ｃ（個/ｍｍ²）とした時、これらＣとＤとの関係が、Ｄ＋０．００１１×Ｃ－９．５≦０の式を満たすことを特徴とする高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材。
　前記アルミニウム合金材のＴ６調質後の機械的な性質として、引張強さが４１０ＭＰａ以上、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であり、ライナー材として外側に繊維強化樹脂あるいは強化用繊維が巻き付けられて高圧水素ガス貯蔵容器として使用されるものである請求項１に記載の高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材。
　前記アルミニウム合金材の耐水素脆化感受性が、歪速度を６．７×１０^-7 ｓ^-１として雰囲気条件のみを変えて、このアルミニウム合金材を引張変形させた場合の５％ＲＨ以下の乾燥雰囲気中での伸び値をδ１、９０％ＲＨ以上の高湿潤雰囲気中での伸び値をδ２として、［（δ１－δ２）／δ１］で示される水素脆化感受性指標が０．１以下（マイナスの値も含む）である請求項１または２に記載の高圧水素ガス貯蔵容器用アルミニウム合金材。