WO2014077391A1 - 高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材とその製造方法 - Google Patents

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中井　学
安永　繁信
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株式会社Uacj
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container and a method for producing the same.
  • a high-pressure hydrogen gas storage composite container has been developed as a container with improved hydrogen embrittlement resistance.
  • High-pressure hydrogen gas storage composite containers are classified into a structure in which reinforcing fibers are wrapped around a reinforced plastic container (TYPE 4) and a structure in which fiber reinforced resin or reinforcing fibers are wrapped around the outer surface of a metal liner such as aluminum alloy or iron (TYPE 3). Is done.
  • the container is provided with a base for attaching a nozzle for filling and discharging gas.
  • TYPE 4 generally, a metal base member is wound together with a reinforced plastic container with a reinforced fiber and integrated.
  • TYPE3 since the end portion of the liner is subjected to a drawing process to be formed as a base portion, no separate base member is required.
  • the material of the base member for example, as shown in Patent Document 1, aluminum alloy (6061 alloy) and stainless steel are used.
  • the pressure of the high-pressure hydrogen gas container is increasing from 35 MPa to 70 MPa in order to increase the travel distance in one hydrogen filling.
  • the differential pressure between the two may be used to fill the in-vehicle container from the hydrogen station container, the pressure in the hydrogen station container becomes even higher.
  • Patent Document 2 describes the structure of a high-pressure hydrogen gas container.
  • a metal base portion is provided in a tank body, and a metal element in which a piping element such as a valve is integrally incorporated in an opening portion of the base portion.
  • Various tank parts such as valve assemblies are attached.
  • the valve assembly is attached to the base part by screwing the valve assembly into the base part.
  • the increase in the filling pressure increases the stress generated in the screw head and may cause damage. Therefore, in order to ensure safety, it is highly effective to apply a high-strength material.
  • a high-strength aluminum alloy is presumed to lead to a reduction in the weight of the product.
  • Patent Document 3 as a high-strength aluminum 6000-based alloy for a high-pressure hydrogen gas container member, an AA6066 alloy-based composition has Mg and Si as Mg ⁇ 1.73Si ⁇ 0.52%, and Mg Compositions satisfying the conditions of ⁇ 1.5%, Mg ⁇ 0.9%, and Si ⁇ 1.8% have been proposed.
  • high-pressure hydrogen gas containers for fuel cells are even more so with high-pressure hydrogen gas containers for stations and transportation, and even high-pressure hydrogen gas containers for vehicles can be exposed to corrosive environments. is there. Further, not only the external environment of the high-pressure hydrogen gas container, but also the inside of the container may become a corrosive environment depending on the quality of the charged hydrogen or the way of handling at the time of connection.
  • the first characteristic required for a high-pressure hydrogen gas container is hydrogen embrittlement resistance, but for long-term use with peace of mind, intergranular corrosion resistance, SCC resistance (stress corrosion cracking resistance)
  • the corrosion resistance such as, it is required to be a material having excellent performance.
  • Patent Document 3 does not describe such description. Further, as shown in Non-Patent Document 1, the corrosion resistance of AA6066 alloy is low, and as described in Non-Patent Document 2, the alloy is widely used in the world because of its low corrosion resistance. Not shown.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide aluminum for a high-pressure hydrogen gas storage container having high strength and excellent corrosion resistance while having excellent hydrogen embrittlement resistance. It is to provide an alloy material.
  • the present inventors have repeatedly studied that the proof stress and electrical conductivity of the aluminum alloy have a certain correlation with the corrosion resistance, and that the specific strength consisting of the proof stress and the electrical conductivity. It has been found that an Al alloy satisfying the mathematical formula is excellent in corrosion resistance, particularly intergranular corrosion resistance and SCC resistance.
  • an aluminum alloy having a specific composition close to that of AA6066 alloy and AA6069 alloy is excellent in hydrogen embrittlement resistance and strength.
  • the aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container of the present invention has Si: 0.6 to 1.5% by mass, Mg: 0.6 to 1.6% by mass, Cu: 0.1 to 1.0% by mass And Fe: 0.05 to 0.4 mass%, Mn: 0.9 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.15 mass% or less, V: 0.2 mass%
  • Zn: 0.25% by mass or less and Ti 0.1% by mass or less
  • the balance is made of Al and inevitable impurities
  • the total content of Mn, Cr, Zr and V is It is made of an aluminum alloy that is 0.05% by mass or more, satisfies the following formulas (1) and (2) relating to the proof stress S (MPa) and the electrical conductivity E (IACS%), and the proof stress S is 270 MPa or more.
  • the conductivity E is 36 IACS% or more.
  • the method for producing an aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container according to the present invention includes a melting / casting process in which an aluminum alloy having the above composition is cast to produce an ingot, and the ingot is heat treated at 475 to 575 ° C.
  • a quality treatment step and a high temperature aging treatment step in which heat treatment is performed at 160 to 240 ° C. for 1 to 48 hours are performed in this order.
  • the aluminum alloy having the above composition is used for high-pressure hydrogen gas containers having both hydrogen embrittlement resistance, strength and corrosion resistance by performing high temperature aging treatment at a relatively high temperature.
  • An aluminum alloy material can be manufactured.
  • the aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container of the present invention is excellent in all of the properties of tensile strength, hydrogen embrittlement resistance, intergranular corrosion resistance and SCC resistance. Moreover, the manufacturing method of the aluminum alloy material for high pressure hydrogen gas containers of this invention can manufacture the aluminum alloy material for high pressure hydrogen gas containers excellent in all about tensile strength, hydrogen embrittlement resistance, and corrosion resistance.
  • aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container of the present invention and the manufacturing method thereof will be described based on specific embodiments.
  • aluminum alloy may be referred to as “Al alloy”.
  • the Al alloy material for a high-pressure hydrogen gas container includes a body part of the high-pressure hydrogen gas storage container, peripheral members of the high-pressure hydrogen gas storage container such as a base part, and a gas pipe attached to the high-pressure hydrogen gas storage container. Applicable for use. Among them, the peripheral members of the high-pressure hydrogen gas storage container such as the base part are mainly used.
  • the Al alloy constituting the Al alloy material for a high-pressure hydrogen gas container of the present invention has Si: 0.6 to 1.5 mass%, Mg: 0.6 to 1.6 mass%, Cu: 0.1 to 1. 0% by mass and Fe: 0.05 to 0.4% by mass, Mn: 0.9% by mass or less, Cr: 0.3% by mass or less, Zr: 0.15% by mass or less, V: 0.0. 2% by mass or less, Zn: 0.25% by mass or less, and Ti: 0.1% by mass or less, with the balance being Al and inevitable impurities, the contents of Mn, Cr, Zr and V Is 0.05% by mass or more.
  • the alloy composition of the present invention is basically a high-temperature age hardening by containing a small amount of Cu in order to impart corrosion resistance while maintaining high strength, and a relatively large amount of Si and Mg. It is intended to improve both strength and corrosion resistance.
  • a small amount of Cu in order to impart corrosion resistance while maintaining high strength, and a relatively large amount of Si and Mg. It is intended to improve both strength and corrosion resistance.
  • Si Si: 0.6-1.5% by mass
  • Si Si: 0.6-1.5% by mass
  • the Si content is 0.6 to 1.5% by mass, preferably 0.6 to 1.3% by mass.
  • the Si content is within the above range, a large amount of dispersed particles are formed during the homogenization heat treatment, and the crystal grains can be refined.
  • the Si content is less than 0.6% by mass, the solid solution strengthening and the age hardening ability are not sufficiently exhibited. As a result, an Al alloy having high strength and high yield strength cannot be obtained.
  • the Si content is less than 0.6% by mass, the number of dispersed particles during the homogenization heat treatment is reduced, so that the crystal grains are coarsened and the mechanical properties and hydrogen embrittlement resistance are lowered.
  • the Si content exceeds 1.5% by mass, the crystallized product formed during melt casting becomes coarse and the number thereof increases, and the product tends to be broken starting from these.
  • workability such as rolling, extrusion, and forging, and workability when forming a rolled plate, extruded material, and forged material into a product are also reduced.
  • the Cu-containing Al alloy as in the present invention it is essential to contain Si in order to improve the corrosion resistance. If the Si content is within the above range, high-temperature aging precipitates containing Cu increase, the strength of the product can be improved, the Cu solid capacity in the matrix phase decreases, and intergranular corrosion resistance and SCC resistance. It has been found that the corrosion resistance such as is improved.
  • Mg 0.6-1.6% by mass
  • Mg strengthens the Al alloy by solid solution, but its effect is particularly great. It also exhibits age hardening ability to form aging precipitates that contribute to strength improvement during high temperature aging treatment. Therefore, Mg is an essential element for obtaining an Al alloy having high tensile strength and high proof stress, which are mechanical properties necessary for a high-pressure hydrogen gas storage container.
  • Mg content is 0.6 to 1.6% by mass, preferably 0.7 to 1.6% by mass.
  • the Mg content is less than 0.6% by mass, the solid solution strengthening and the age hardening ability are not sufficiently exhibited. As a result, an Al alloy having high tensile strength and high yield strength cannot be obtained.
  • the Mg content exceeds 1.6% by mass, the crystallized product formed at the time of melt casting becomes coarse, and the product is easily broken starting from these.
  • workability such as rolling, extrusion, and forging, and workability when forming a rolled plate, extruded material, and forged material into a product are also reduced.
  • Cu 0.1 to 1.0% by mass
  • Cu is an element that contributes to improvement of strength and proof stress of Al alloy together with Mg and Si.
  • Cu is an element useful for improving hydrogen embrittlement resistance.
  • Cu content is 0.1 to 1.0 mass%, preferably 0.2 to 0.8 mass%.
  • the Cu content is less than 0.1% by mass, the effect cannot be sufficiently obtained, and an Al alloy having high tensile strength and high proof stress, which are mechanical properties necessary for a high-pressure hydrogen gas storage container, is obtained. I can't.
  • the Cu content is less than 0.1% by mass, the amount of Cu associated with hydrogen decreases, so that the hydrogen embrittlement resistance also decreases.
  • the amount of high-temperature precipitates containing Cu is reduced, and it is difficult to obtain high corrosion resistance.
  • the Cu content exceeds 1.0% by mass, the crystallized material becomes coarse and increases in number, and breakage is likely to occur starting from these. Further, the crystallized product is considered as a hydrogen intrusion site into the Al alloy, and when the Cu content exceeds 1.0 mass%, the hydrogen embrittlement resistance is lowered. In addition, the potential in the grains is increased, and the corrosion resistance such as intergranular corrosion resistance and SCC resistance is lowered. Therefore, in order to obtain high tensile strength, high yield strength, high corrosion resistance, and high hydrogen embrittlement resistance, the Cu content is set to 0.1 to 1.0 mass%.
  • Fe 0.05 to 0.4 mass%
  • Fe is a useful element that forms dispersed particles with Si.
  • the dispersed particles are supposed to trap hydrogen and suppress the accumulation of hydrogen at grain boundaries, thereby increasing hydrogen embrittlement resistance.
  • the Fe content is 0.05 to 0.4% by mass, preferably 0.15 to 0.3% by mass.
  • the Fe content is less than 0.05% by mass, the number of dispersed particles containing Fe as a component is reduced, the crystal grains are coarsened, and breakage and corrosion easily occur at the grain boundaries. Hydrogen embrittlement and corrosion resistance tend to be low.
  • the size and number of crystallized materials are reduced, and the crystal grains are coarsened.
  • mechanical properties, hydrogen embrittlement resistance, and corrosion resistance tend to be reduced.
  • the Fe content exceeds 0.4% by mass, coarse crystallized products are formed and breakage tends to occur starting from these.
  • the number and size of crystallized substances increase, and the hydrogen embrittlement resistance decreases.
  • Mn, Cr, Zr and V form dispersed particles together with Si during the homogenization heat treatment, like Fe.
  • the dispersed particles function as hydrogen trap sites and improve hydrogen embrittlement resistance.
  • the dispersed particles have the effect of suppressing recrystallization and making the crystal grains finer.
  • Mn has a high degree of solid solution strengthening by partially dissolving in the aluminum alloy matrix.
  • any element of Mn, Cr, Zr and V if the total content is too small, dispersed particles tend to be reduced, crystal grains are coarsened, and mechanical properties and corrosion resistance tend to be lowered. In addition, hydrogen embrittlement resistance tends to be low. Therefore, the total content of Mn, Cr, Zr and V is 0.05% by mass or more. On the other hand, if the content of each element is too large, coarse crystallized substances are formed, and breakage tends to occur starting from these. Moreover, workability, such as rolling, extrusion, and forging, also decreases.
  • the upper limit of the content is provided for Mn, Cr, Zr and V, Mn: 0.9 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, Zr: 0.15 mass% or less, and V: 0.0. Restrict to 2 mass% or less.
  • Zn 0.25 mass% or less
  • Ti 0.1% by mass or less
  • B contained in the master alloy for the addition of Ti has the effect of refining the crystal grains of the ingot, but when the Ti content exceeds 0.1% by mass, a coarse intermetallic compound is formed. And strength and ductility are reduced. In addition, workability such as rolling, extrusion, and forging is greatly reduced. Therefore, the Ti content is restricted to 0.1% by mass or less.
  • unavoidable impurities As unavoidable impurities, elements such as Sn, Ni, C, In, Na, Ca, Bi, and Sr can be assumed, but any of them can be contained at a level that does not impair the characteristics of the present invention. Specifically, the elements of these inevitable impurities are permitted if the content of each individual element is 0.01% by mass or less and the total content is 0.1% by mass or less.
  • the aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container needs to satisfy the following formulas (1) and (2) relating to the proof stress S (MPa) and the electrical conductivity E (IACS%).
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between proof stress S (MPa), electrical conductivity E (IACS%) and corrosion resistance. On FIG. 1, various Al alloy materials having the above composition and manufactured under various manufacturing conditions are plotted.
  • Al alloys have higher electrical conductivity and lower yield strength as T6 (peak aging), T7 (overaging) and aging progress. Generally, the corrosion resistance is improved as the electrical conductivity is increased due to the precipitate in the Al alloy and the state of the parent phase.
  • the proof stress decreases as the conductivity increases. Is plotted on the curve. Since Al alloys having different compositions also show the same tendency, when plotting in the same manner using various 6000 series alloys having different compositions, it is possible to obtain a group of downward-sloping curves.
  • the aging state of the Al alloy having high yield strength is closer to peak aging, and the corrosion resistance is low.
  • the aging state of Al alloy with low electrical conductivity becomes peak aging and sub-aging, and the corrosion resistance decreases.
  • the yield strength and corrosion resistance can be controlled by controlling the state of precipitates in the Al alloy, but the state of precipitates varies greatly depending on the alloy composition and heat treatment conditions. Even with an Al alloy having a specific composition suitable for the use of the present invention, corrosion resistance may be undesirable depending on the state of the precipitate. Therefore, in the present invention, by specifying the region surrounded by the formulas (1) and (2) for the conductivity and proof stress curves related to the Al alloys having various compositions, the high proof strength and the high An Al alloy having both corrosion resistance can be specified.
  • an appropriate temperature condition is required according to the change in the composition, but when the product is heated, a temperature distribution always occurs in the furnace. Therefore, even if heat treatment is performed with the temperature and time set under general conditions, not all parts in each product are necessarily heat treated under the same conditions. Therefore, only by measuring the electrical conductivity and the yield strength as described above, the state of precipitation inside the product can be accurately grasped, and the strength and corrosion resistance of the product can be specified.
  • each point marked with ⁇ indicates an Al alloy having excellent intergranular corrosion resistance and SCC resistance.
  • Each point of ⁇ indicates an Al alloy having excellent intergranular corrosion resistance but inferior SCC resistance.
  • the point of ⁇ indicates an Al alloy having excellent SCC resistance but inferior intergranular corrosion resistance.
  • the point (2) indicates an Al alloy in which both intergranular corrosion resistance and SCC resistance are inferior.
  • the region represented by the formula (1) is a region below the straight line a, and the region represented by the formula (2) is in a region above the straight line b.
  • the region where the region represented by the formula (1) and the region represented by the formula (2) overlap is a region satisfying the formulas (1) and (2).
  • All of the Al alloys indicated by ⁇ in this region are Al alloys satisfying the expressions (1) and (2), and are the Al alloys of the present invention. All of the Al alloys indicated by ⁇ are excellent in intergranular corrosion resistance and SCC resistance.
  • the conductivity is expressed in IACS%. As described above, the conductivity has a correlation with the corrosion resistance. From the relationship between corrosion resistance and electrical conductivity, in the present invention, the electrical conductivity needs to be 36 IACS% or more.
  • a straight line c represents a line having a conductivity of 36 IACS%.
  • the conductivity can be measured according to JIS C2525 by measuring the electrical resistance by a direct current 4-terminal method using an electrical resistance measuring device TER-2000RH manufactured by ULVAC-RIKO. Measurement can be performed according to the method described in JP 2012-21205 A.
  • the proof stress of the Al alloy material needs to be 270 MPa or more.
  • the yield strength means 0.2% yield strength.
  • a straight line d represents a line having a proof stress of 270 MPa.
  • the tensile strength is preferably 300 MPa or more, and more preferably 330 MPa or more.
  • the elongation is preferably 5% or more, and more preferably 8% or more.
  • the tensile test can be measured according to the standards JIS-Z-2201 and JIS-Z-2241.
  • the method for producing an aluminum alloy material for a high-pressure hydrogen gas container according to the present invention includes a melting / casting step of casting an aluminum alloy having the above composition to produce an ingot, and heat-treating the ingot at 475 to 575 ° C. Homogenization heat treatment process, hot working process for hot working at 275 to 575 ° C. at a working rate of 50% or more, tempering treatment for solution treatment and quenching at a cooling rate of 1 ° C./second or more. And a high temperature aging treatment step in which a heat treatment is performed at 160 to 240 ° C. for 1 to 48 hours in this order.
  • the production method of the present invention is particularly characterized in that the high temperature aging treatment is carried out at a relatively high temperature, thereby actively forming a high temperature aging precipitate containing Cu.
  • the melting / casting step is a step of casting an Al alloy molten metal having the above composition to produce an ingot.
  • the Al alloy melt adjusted to be dissolved within the above composition range is appropriately subjected to a normal melting casting method such as a continuous casting method (for example, hot top casting method) or a semi-continuous casting method (DC casting method). Select and cast.
  • homogenization heat treatment process In the homogenization heat treatment step, the cast Al alloy ingot is subjected to homogenization heat treatment (hereinafter sometimes referred to as “uniform heat treatment”) to eliminate segregation in the crystal grains in the ingot structure, and to form a microstructure. This is a step of homogenizing the crystallized material to refine the crystallized product. It is necessary to soak the ingot in a relatively high temperature range of 475 to 575 ° C.
  • the soaking temperature is less than 475 ° C.
  • the crystallized product cannot be refined and there is a risk that the coarse crystallized product increases. Therefore, there are too many crystallized substances that are the starting points of fracture, and there is an increased risk of reducing hydrogen embrittlement resistance and further reducing toughness and fatigue characteristics.
  • the dispersed particles become coarse and the density tends to be low. There is a risk that the number of hydrogen trap sites is reduced and the hydrogen embrittlement resistance is lowered. Further, since the dispersed particles are coarse and low in density, recrystallization is likely to occur, and the crystal grains are also coarsened, so that the strength is low and easy. Also, ingot burning is likely to occur.
  • the soaking process is preferably performed for 1 hour or longer in order to make the solute concentration uniform and to refine the crystallized product. If the heat treatment time is less than 1 hour, the solute temperature is not sufficiently uniform, and the crystallized material cannot be refined.
  • the heat treatment time is preferably 24 hours or less from the viewpoint of productivity.
  • the standard of such a cooling rate shall be 80 degrees C / hr or more to the temperature of 300 degrees C or less including room temperature.
  • the hot working step is a step of performing hot working such as hot rolling, hot extrusion, hot forging.
  • hot working step any one or a combination of hot rolling, hot extrusion, and hot forging can be performed. That is, an Al alloy ingot having the above composition can be melted and the ingot can be hot-rolled after homogenizing heat treatment to obtain a plate material having a desired plate thickness.
  • cold rolling may be performed as necessary, and after hot rolling, cold rolling may be followed by annealing, solution treatment, and quenching.
  • the ingot can be subjected to hot extrusion or hot forging after homogenization heat treatment to obtain an extruded material or forged material having a desired thickness and shape.
  • hot extrusion or hot forging after extrusion and after forging, cold working may be performed, and after extrusion and after forging, annealing, solution treatment, and quenching may be performed.
  • the hot working temperature is in the range of 275 to 575 ° C. depending on the composition of the Al alloy and the size of the ingot. If the hot working temperature is less than 275 ° C., cracking or the like may occur during processing. On the other hand, if the hot working temperature exceeds 575 ° C., local melting occurs, surface swelling and cracking occur during processing, and there is a risk of causing damage in the product.
  • the microstructure after hot working is the microstructure of the product. Therefore, it is necessary to make the microstructure after hot working as fine as possible. For this purpose, it is desirable to perform hot working at as high a temperature as possible for forging and extrusion.
  • the processing rate for hot working is selected from a range of processing rates of 50% or more depending on the composition of the Al alloy and the relationship between the size of the ingot and the desired thickness of the Al alloy material (product). If the processing rate is too small, the crystallized product is not pulverized to a small size, and a coarse crystallized product remains and the crystallized product cannot be refined.
  • Hot rolling In the case of hot rolling, the ingot after the homogenization heat treatment is cooled to the hot rolling temperature, or once cooled to room temperature and then reheated to the hot rolling temperature, hot rolled, and heated to a desired thickness. A cold-rolled sheet is obtained or cold-rolled as necessary to obtain a cold-rolled sheet having a desired thickness, and then tempered.
  • the hot rolling temperature is appropriately selected within the range of 275 to 575 ° C.
  • anneal as needed between hot rolling and cold rolling, or between passes of cold rolling.
  • the product is processed into a product shape such as a container and then subjected to a tempering treatment.
  • you may perform cutting etc. after processing to a product shape, and after a tempering process.
  • a part of the high temperature aging treatment in the tempering treatment may be a heat treatment at the time of resin curing after winding.
  • hot extrusion In the case of hot extrusion, the ingot after the homogenization heat treatment is reheated, hot extruded to a desired thickness and shape within a range of 275 to 575 ° C, and further cold-extruded to a desired shape and thickness as required. (Drawing processing), and then tempering. In order to increase the strength (proof strength after tempering), fiber organization by increasing the extrusion temperature is effective.
  • the extrusion temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • anneal as needed between the hot extrusion and cold extrusion, or between passes of cold extrusion (drawing process).
  • tempering is performed, and then the final product is finished by cutting or the like.
  • the tempering treatment may be performed by cutting into the shape of the final product.
  • after annealing or after annealing as necessary after extrusion it is processed into a product shape such as a container, and then subjected to a tempering treatment.
  • a part of the high temperature aging treatment in the tempering treatment may be a heat treatment at the time of resin curing after winding.
  • hot forging In the case of hot forging, the ingot after the homogenization heat treatment is reheated and hot forged to a desired thickness and shape within a range of 275 to 575 ° C. to obtain a hot forged material having a desired thickness, Further, if necessary, hot forging, warm forging, and cold forging are performed to obtain a forged material having a desired thickness, and then a tempering treatment is performed. In order to increase the strength (strength after tempering), fiber organization by increasing the forging temperature is effective. For this purpose, the forging temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • a product from the above plate material, forged material, or extruded material can be formed by cold, warm, hot press, drawing, spinning, cutting, bending, pipe expansion, or the like. You may anneal as needed between the passes between hot forging, warm forging, and cold forging. After forging or after forging, after annealing as necessary, tempering is performed, and then the final product is finished by cutting or the like. Further, the tempering treatment may be performed by cutting into the shape of the final product.
  • the tempering treatment step is a step of performing a solution treatment and a quenching treatment (rapid cooling treatment) as a tempering treatment for the Al alloy material after the hot working step.
  • the solution treatment is preferably performed at 510 ° C. to 570 in order to sufficiently precipitate aging precipitates that contribute to strength improvement by the relationship with the component composition of the Al alloy and the subsequent artificial age hardening treatment at a high temperature. In the condition of holding for a predetermined time.
  • quenching is performed at an average cooling rate (400 ° C. to 290 ° C.) of 1 ° C./second or more (thickness center portion).
  • Any of a batch furnace, a continuous furnace, and a molten salt bath furnace may be used as a heat treatment furnace used for solution treatment and quenching treatment.
  • the quenching treatment after the solution treatment may be any of water immersion, water jetting, mist jetting, air jetting, and air cooling.
  • the high temperature aging treatment step is a step of performing high temperature aging treatment in order to improve mechanical properties such as strength and corrosion resistance after the above solution treatment and quenching treatment.
  • the high temperature aging treatment requires heat treatment at 160 to 240 ° C. for 1 to 48 hours after solution treatment and quenching treatment.
  • the high temperature aging treatment temperature is preferably 160 to 240 ° C., more preferably 170 to 220 ° C. from the viewpoint of obtaining a product having excellent characteristics in production.
  • the high temperature aging treatment time is less than 1 hr, the amount of high temperature aging precipitates formed is small, and it is difficult to obtain high strength and high corrosion resistance. If it exceeds 48 hours, it is not practical in production.
  • the high temperature aging treatment time is preferably 1 hr or more, more preferably 3 hr or more, from the viewpoint of obtaining a product having excellent characteristics in production.
  • the high temperature aging treatment is preferably performed immediately after the solution treatment and the quenching treatment.
  • the high temperature aging treatment is a tempering symbol T6, T7, which is performed within the heat treatment conditions described in JIS-H-0001, for example. Any device such as a batch furnace, a continuous furnace, an oil bath, or a hot water bath may be used for the high temperature aging treatment.
  • the cast billet is reheated and hot extruded so that the temperature of the extruded material on the outlet side of hot extrusion is in the solution temperature range, and then the extrusion is continued.
  • the extruded material may be forcedly cooled and quenched by on-line by water injection, mist injection, air injection or the like to a temperature near room temperature.
  • a high temperature aging treatment may be performed after room temperature aging treatment and distortion correction.
  • High temperature aging treatment T6, T7 may be performed.
  • the above-described tempering treatment may be selected and performed on each of the hot-rolled sheet material, the hot-extruded material, and the hot-forged material before preparing the member for the high-pressure gas container. good. Further, without producing the tempering treatment for the hot-rolled sheet material, the hot extrusion material, and the hot forging material, after preparing these high-pressure gas container materials and peripheral members, the tempering treatment is performed for each member. Each may be selected according to the required characteristics. Alternatively, the tempering treatment and the quenching treatment may be performed separately, such as performing the high pressure gas container material and the peripheral member before the production, and performing the high temperature aging treatment after the production.
  • the Al alloy material of the present invention obtained through the manufacturing process having the above steps, as an Al alloy material for a high-pressure hydrogen gas container, has high strength and corrosion resistance while having excellent hydrogen embrittlement resistance. It can have.
  • Example material The dimensions of the prepared forged material after tempering were 180 mm in diameter and 20 mm in thickness. From this forged material, a tensile test piece, a tensile test piece for evaluating hydrogen embrittlement resistance, a test piece for intergranular corrosion susceptibility, and a test piece for evaluating SCC (C-ring) were collected, and the characteristics were measured and evaluated. These evaluation results are shown in Table 2. The evaluation conditions for each characteristic are as follows.
  • Test piece (test piece: total length 100 mm, thickness 3 mm, parallel part: width 6.25 mm ⁇ long) so that the longitudinal direction of the test piece is perpendicular to the forging line direction at the thickness center of the test material 32 mm, GL 25 mm) was collected and subjected to a tensile test until breakage at room temperature in the air at a crosshead speed of 5 mm / min in accordance with the standard JIS-Z-2201. The number of measured N was 3, and the values of tensile strength, proof stress, and elongation were the average values of these values. When the tensile strength was 300 MPa or more, the proof stress was 275 MPa or more, and the elongation was 5% or more, it was determined to be excellent.
  • the thickness central part was measured at 5 points by a commercially available eddy current type conductivity measuring device, and the average value thereof was obtained to obtain the conductivity (IACS%). It was determined that the IACS% value was excellent when it was 36% or more.
  • the electrical conductivity was measured according to JIS C2525 by measuring the electrical resistance by a DC 4-terminal method using an electrical resistance measuring device TER-2000RH manufactured by ULVAC-RIKO. Measurement was performed according to the method described in JP 2012-21205 A.
  • Test piece (test piece: total length 100 mm, thickness 1 mm, parallel part: width 5 mm ⁇ length 12 mm) so that the longitudinal direction of the test piece is perpendicular to the forging line direction at the thickness center of the test material GL12 mm) was collected and subjected to a tensile test in two atmospheres until breaking at a strain rate of 6.7 ⁇ 10 ⁇ 7 s ⁇ 1 .
  • the number of measurements N was 2 or more.
  • Test piece one of test piece thickness 5 mm ⁇ width 20 mm ⁇ length 30 mm, width 20 mm ⁇ length 30 mm
  • the surface of the center is a thick center plane
  • intergranular corrosion test immersion time 6 hr
  • the sample cross section is polished, the grain boundary depth from the sample surface (thickness center) to the thickness direction is measured, and the maximum depth ( ⁇ m) is the intergranular corrosion depth.
  • a tensile stress of 90% of the proof stress (LT direction) was applied to the outer peripheral side of the C-ring.
  • the crack life was 30 days or longer (720 cycles or longer), it was determined that the SCC resistance was excellent, and it was rated as “good”.
  • the crack life was less than 30 days (less than 720 cycles), it was determined that the SCC resistance was inferior, and was evaluated as x.
  • FIG. 1 is a plot of the test materials 1 to 19 shown in Table 1 and Table 2 based on their proof stress S (MPa) and conductivity E (IACS%).
  • each point marked with ⁇ corresponds to the Al alloy of test materials 1 to 9, and both the intergranular corrosion resistance and the SCC resistance are excellent.
  • Al alloys corresponding to the other points ⁇ , ⁇ , and ⁇ are inferior in intergranular corrosion resistance and / or SCC resistance.
  • test materials 1 to 9 satisfy the Al alloy composition of the present invention, satisfy the formulas (1) and (2), and have mechanical properties such as strength, It had excellent performance in hydrogen embrittlement resistance, intergranular corrosion resistance, and SCC resistance.
  • test materials 10 to 19 satisfy the Al alloy composition of the present invention, they do not satisfy either the formula (1) or the formula (2), and have intergranular corrosion resistance and SCC resistance. Either or both were inferior.
  • test material 10 has the same composition as the test material 1, the high temperature aging treatment temperature is low. In this composition, the heat treatment conditions were not suitable for the present invention. The SCC resistance was inferior.
  • the test material 11 has a composition partially similar to that of the test material 5, but in this composition, the heat treatment conditions are not appropriate, the relational expression (2) is not satisfied, and as a result, the SCC resistance is poor. Met. It is presumed that the corrosion resistance is improved by increasing the high temperature aging treatment temperature, but in that case, the proof stress is lowered, and it is considered that the relational expression (2) is not satisfied.
  • test material 12 and the test material 13 were higher in Si, Mg, Cu and Cr than the test material 3, even if the same heat treatment was performed, the heat treatment conditions suitable for the present invention were not satisfied in this composition.
  • the relational expression (2) was not satisfied, and as a result, the SCC resistance was poor.
  • the test material 14 has a composition partially similar to that of the test material 5, but the Fe content is relatively high with respect to the Si content, the electrical conductivity is high with respect to the proof stress, and the heat treatment conditions were not suitable. (2) was not satisfied and the SCC resistance was poor.
  • test material 15 Since the test material 15 has a composition with a large amount of Cr and was not appropriate under the same heat treatment conditions as other test materials, the relational expression (2) was not satisfied, and as a result, the SCC resistance was poor.
  • the test material 16 and the test material 17 are compositions having a larger amount of Si, Mg, and Cu, and are examples in which the high temperature aging treatment temperature is shortened at a high temperature.
  • the heat treatment conditions were not suitable, the relational expression (1) As a result, the SCC resistance was poor.
  • test material 18 and the test material 19 had a composition with a large amount of Mn and were not appropriate under the same heat treatment conditions as the other test materials, the relational expression (1) was not satisfied, and as a result, the corrosion resistance was poor. .

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Abstract

　Ｓｉ：０．６～１．５質量％、Ｍｇ：０．６～１．６質量％、Ｃｕ：０．１～１．０質量％およびＦｅ：０．０５～０．４質量％を含有し、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下およびＴｉ：０．１質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶの含有量の合計が０．０５質量％以上であるアルミニウム合金から構成され、耐力Ｓと導電率Ｅに係る下記の式（１）および式（２）を満足し、耐力Ｓが２７０ＭＰａ以上であり、導電率Ｅが３６ＩＡＣＳ％以上であることを特徴とする高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材。（１）Ｓ≦－１０．４６×Ｅ＋８０１，（２）Ｓ≧－２５×Ｅ＋１２９６

Description

高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材とその製造方法
本発明は、高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材とその製造方法に関するものである。
　近年、クリーンなエネルギー源として、燃料電池の燃料となる水素が注目されている。しかし、水素は、鉄やアルミニウムなどの金属材料の水素脆化をもたらすため、自動車などに搭載されるガスボンベなどの金属製の高圧ガス貯蔵容器において、高圧下での水素ガスの効率的な貯蔵が一般に困難である。
　この点は、鉄製の高圧水素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水素ガス容器においても同様であって、高圧水素ガス容器としての信頼性を高めるため、耐水素脆化性に優れた材料が求められている。
　耐水素脆化性を改善した容器として、高圧水素ガス貯蔵複合容器が開発されている。高圧水素ガス貯蔵複合容器は、強化プラスチック容器に強化繊維を巻き付けた構造(ＴＹＰＥ４)と、アルミニウム合金あるいは鉄等の金属ライナーの外面に、繊維強化樹脂あるいは強化繊維を巻き付けた構造（ＴＹＰＥ３）に分類される。当該容器には、ガスの充填、放出をするためのノズルを取り付けるために、口金が設けられている。ＴＹＰＥ４では一般に、金属製の口金部材を強化プラスチック容器とともに強化繊維で巻き付けて、一体化させている。一方、ＴＹＰＥ３では、ライナーの端部に絞り加工を施して、口金部として成形するため、別途口金部材を必要としない。
　口金部材の材料としては、例えば特許文献１に示すように、アルミニウム合金（６０６１合金）ならびにステンレス鋼が使用されている。車載用容器では、一回の水素充填での走行距離を大きくするために、高圧水素ガス容器の圧力は、３５ＭＰａから７０ＭＰａへと高くなりつつある。また、水素ステーション用容器から車載用容器への水素の充填には、両者の差圧を利用することがあるため、水素ステーション用容器の圧力はさらに高いものとなる。
　特許文献２には、高圧水素ガス容器の構造の説明があり、タンク本体に金属製の口金部が設けられ、口金部の開口部に、バルブ等の配管要素を一体的に組み込んだ金属製のバルブアッセンブリ等の各種のタンク部品が取り付けられる。口金部へのバルブアッセンブリの取り付けは、バルブアッセンブリを口金部にねじ込むことでなされる。充填圧力の増大は、ネジ頭に発生する応力を大きくし、破損の原因の恐れもあるので、安全性を確保するためには、高強度材を適用することも効果が高い。特に、高強度なアルミニウム合金であれば、製品の軽量化にも結び付くものと推定される。
　特許文献３には、高圧水素ガス容器部材向けの高強度なアルミニウム６０００系合金として、ＡＡ６０６６合金系組成であって、ＭｇおよびＳｉを、Ｍｇ≦１．７３Ｓｉ－０．５２％とし、そして、Ｍｇ≦１．５％、Ｍｇ≧０．９％とし、さらに、Ｓｉ≦１．８％となる条件を各々満たす組成が提案されている。
特開２００１－３４９４９４号公報 特開２００８-２６５４号公報 特開２００９－２４２２５号公報
「アルミニウムの組織と性質」軽金属学会発行、１９９１年１１月、ｐ.４８３－４８４ ALUMINUM ALLOYS-CONTEMPORARY RESEARCH AND APPLICATIONS、Academic Press Inc.、１９８９年、ｐ.１３
　一方、燃料電池用高圧水素ガス容器の使用環境については、ステーション用、輸送用の高圧水素ガス容器ではなおさらのこと、車載用の高圧水素ガス容器であっても、腐食環境に曝されることがある。また、高圧水素ガス容器の外部環境だけではなく、充填水素の質によって、あるいは接続時の取り扱い方によって、容器内部が腐食環境となる恐れもある。
　そのため、高圧水素ガス容器に求められる第１の特性は、耐水素脆化性ではあるが、安心して長期間使用するためには、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性（耐応力腐食割れ性）等の耐食性についても、優れた性能を有した材料であることが要求される。
　このような観点から検討すると、特許文献３には、そのような記載はなされていない。また、非特許文献１に示されているように、ＡＡ６０６６合金の耐食性は低いものであり、非特許文献２に記載されているように、当該合金は耐食性が低いために広く世の中で使用されていないことが示されている。
　本発明は、かかる状況に鑑みてなされたものであり、本発明の課題は、優れた耐水素脆化性を有しながら、高強度であり、耐食性にも優れ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である。
　この目的を達成するために、本発明者らは検討を重ねたところ、アルミニウム合金の耐力と導電率とが耐食性と一定の相関関係を有していること、耐力と導電率とからなる特定の数式を満足するＡｌ合金であれば耐食性、特に耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性に優れていることを見出した。
　また、ＡＡ６０６６合金とＡＡ６０６９合金に近い特定の組成を有したアルミニウム合金であれば、耐水素脆化性と強度にも優れている。係る特定の組成を有したアルミニウム合金を用いて、製造条件を特定して製造することによって、耐力と導電率とが上記の特定の関係を満足するアルミニウム合金材を得ることが可能となる。本発明者は、かかる新たな知見により上記課題を解決し得ることを見出して、本発明に到達したものである。
　即ち、本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材は、Ｓｉ：０．６～１．５質量％、Ｍｇ：０．６～１．６質量％、Ｃｕ：０．１～１．０質量％およびＦｅ：０．０５～０．４質量％を含有し、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下およびＴｉ：０．１質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｚｒおよび前記Ｖの含有量の合計が０．０５質量％以上であるアルミニウム合金から構成され、耐力Ｓ（ＭＰａ）と導電率Ｅ（ＩＡＣＳ％）に係る下記の式（１）および式（２）を満足し、耐力Ｓが２７０ＭＰａ以上であり、導電率Ｅが３６ＩＡＣＳ％以上であることを特徴とする。

Ｓ≦－１０．４６×Ｅ＋８０１ ・・・（１）
Ｓ≧－２５×Ｅ＋１２９６ ・・・（２）
　前記構成によれば、Ｓｉ、Ｍｇ、ＣｕおよびＦｅを特定量含有させることによって、強度と耐水素脆化性を保持しつつ、耐食性を付与することができる。また耐力と導電率との関係を規制することにより、耐粒界腐食性と耐ＳＣＣ性に優れたものとすることができる。
　また、本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法は、前記組成を有するアルミニウム合金を鋳造して鋳塊を作製する溶解・鋳造工程と、前記鋳塊に、４７５～５７５℃で熱処理を施す均質化熱処理工程と、２７５～５７５℃で、５０％以上の加工率で熱間加工を施す熱間加工工程と、溶体化処理と１℃／秒以上の冷却速度で焼入れ処理を行う調質処理工程と、１６０～２４０℃で１～４８ｈｒ熱処理を施す高温時効処理工程と、をこの順に行うことを特徴とする。
　前記手順の製造方法によれば、前記組成のアルミニウム合金を用いて、高温時効処理を比較的高温で行うことにより、耐水素脆化性、強度および耐食性のいずれをも兼ね備えた高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材を製造することが可能となる。
　本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材は、引張強さ、耐水素脆化性、耐粒界腐食性および耐ＳＣＣ性のいずれの性能においても優れたものである。また、本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法は、引張強さ、耐水素脆化性および耐食性のいずれについても優れた高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材を製造することができる。
耐力、導電率と耐食性との関係を示す図である。
　以下、本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材とその製造方法について、具体的な実施形態に基づいて説明する。尚、以下において、「アルミニウム合金」を「Ａｌ合金」と記載することがある。
　本発明において、高圧水素ガス容器用Ａｌ合金材とは、高圧水素ガス貯蔵容器の本体部、口金部などの高圧水素ガス貯蔵容器の周辺部材、および高圧水素ガス貯蔵容器に付帯するガス管を含む用途に適用されるものである。中でも、口金部などの高圧水素ガス貯蔵容器の周辺部材を主たる用途としている。
　本発明の高圧水素ガス容器用Ａｌ合金材を構成するＡｌ合金は、Ｓｉ：０．６～１．５質量％、Ｍｇ：０．６～１．６質量％、Ｃｕ：０．１～１．０質量％およびＦｅ：０．０５～０．４質量％を含有し、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下およびＴｉ：０．１質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｚｒおよび前記Ｖの含有量の合計が０．０５質量％以上である。
　本発明の合金組成は、基本的には、高強度を維持しつつ耐食性を付与するためにＣｕの含有量を少なめに含有させ、Ｓｉ、Ｍｇを比較的多めに含有させることによって、高温時効硬化能を発揮させ、強度と耐食性の両者の向上を図ったものである。本発明のＡｌ合金を構成する各元素とその含有量について、以下に説明する。
（Ｓｉ：０．６～１．５質量％）
　Ｓｉは、Ｍｇとともに、一部がＡｌ合金マトリックスに固溶して、Ａｌ合金を固溶強化する。また、前記比較的高温での高温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する。そのため、高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的性質である高い引張強さ、高い耐力を有するＡｌ合金を得るために必須の元素である。また、Ｓｉを含有していると、均質化熱処理時にＳｉを成分に含む分散粒子が形成され、製品の結晶粒を微細にすることができる。
　Ｓｉ含有量は、０．６～１．５質量％であり、０．６～１．３質量％が好ましい。Ｓｉ含有量が上記範囲内であれば、均質化熱処理時に多量の分散粒子が形成され、結晶粒の微細化を図ることができる。Ｓｉ含有量が０．６質量％未満であると、前記固溶強化や時効硬化能が十分に発揮されない。この結果、高強度、高耐力を有するＡｌ合金を得ることができない。また、Ｓｉ含有量が０．６質量％未満であると、均質化熱処理時の分散粒子の数も少なくなるため、結晶粒は粗大化して、機械的特性、耐水素脆化性は低下する。一方、Ｓｉ含有量が１．５質量％を超えると、溶解鋳造時に形成される晶出物は粗大となり、またその数も大きくなり、これらを起点にして製品の破壊が生じ易くなる。また、圧延、押出、鍛造などの加工性、圧延板、押出材、鍛造材から製品へ成形加工する際の加工性も低下する。
　また、本発明のようなＣｕ含有Ａｌ合金においては、耐食性の向上にはＳｉを含有していることが必須である。Ｓｉ含有量が上記範囲内であれば、Ｃｕを含有する高温時効析出物が増え、製品の強度向上が図れるとともに、母相中のＣｕ固容量が低下し、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性等の耐食性が向上することを見出した。
（Ｍｇ：０．６～１．６質量％）
　Ｍｇは、Ｓｉと同様に、Ａｌ合金を固溶強化するが、特にその効果が大きい。また、高温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する。そのため、Ｍｇは高圧水素ガス貯蔵容器として必要な機械的性質である高い引張強さ、高い耐力を有するＡｌ合金を得るために必須の元素である。
　Ｍｇ含有量は、０．６～１．６質量％であり、０．７～１．６質量％が好ましい。Ｍｇ含有量が０．６質量％未満であると、前記固溶強化や時効硬化能が十分に発揮されない。この結果、高い引張強さ、高い耐力を有するＡｌ合金を得ることができない。一方、Ｍｇ含有量１．６質量％を超えると、溶解鋳造時に形成される晶出物は粗大となり、これらを起点にして製品の破壊が生じ易くなる。また圧延、押出、鍛造などの加工性、圧延板、押出材、鍛造材から製品へ成形加工する際の加工性も低下する。
（Ｃｕ：０．１～１．０質量％）
　Ｃｕは、Ｍｇ、Ｓｉと共にＡｌ合金の強度、耐力の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは耐水素脆化性の向上に有用な元素である。
　Ｃｕ含有量は、０．１～１．０質量％であり、０．２～０．８質量％が好ましい。Ｃｕ含有量が０．１質量％未満であると、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性質である高い引張強さ、高い耐力を有するＡｌ合金を得ることができない。また、Ｃｕ含有量が０．１質量％未満であると、水素と結び付くＣｕ量が少なくなるため、耐水素脆化性も低下する。また、Ｃｕを含有する高温析出物の量が少なくなり、高い耐食性を得ることが難しくなる。
　一方、Ｃｕ含有量が１．０質量％を超えると、晶出物は粗大化し、またその数が増え、これらを起点にして破壊が生じ易くなる。また、晶出物はＡｌ合金中への水素の侵入箇所とされており、Ｃｕ含有量が１．０質量％を超えると、耐水素脆化性が低下することとなる。また、粒内の電位が高くなり、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性等の耐食性を低下させる。そのため、高い引張強さ、高い耐力を有し、かつ高い耐食性、高い耐水素脆化性を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１～１．０質量％とする。
（Ｆｅ：０．０５～０．４質量％）
　Ｆｅは、Ｓｉとともに分散粒子を形成する有用な元素である。分散粒子は、水素をトラップし粒界への水素の蓄積を抑制し、耐水素脆化性を高くするとされている。
　Ｆｅ含有量は、０．０５～０．４質量％であり、０．１５～０．３質量％が好ましい。Ｆｅ含有量が０．０５質量％未満であると、Ｆｅを成分とする分散粒子の数は少なくなり、結晶粒は粗大化し、粒界での破壊、腐食が生じ易くなり、機械的特性、耐水素脆化性、耐食性は低くなる傾向にある。また、晶出物のサイズ、数も少なくなり、結晶粒は粗大化し、同様に、機械的特性、耐水素脆化性、耐食性は低くなる傾向にある。一方、Ｆｅ含有量が０．４質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、これらを起点にして破壊が生じ易くなる。また、晶出物の数、サイズが大きくなり、耐水素脆化性が低くなる。
（Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下）
　Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶは、Ｆｅと同様に、均質化熱処理時にＳｉとともに分散粒子を形成する。分散粒子は、水素のトラップサイトとして機能し、耐水素脆化性を向上させる。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。特にＭｎは、一部がアルミニウム合金マトリックスに固溶し、固溶強化を生じさせる度合いが大きい。
　Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶのいずれの元素であっても、含有量の合計が少な過ぎると、分散粒子が少なくなり、結晶粒が粗大化し、機械的特性、耐食性が低くなる傾向にある。また、耐水素脆化性も低くなる傾向にある。従って、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶの含有量の合計は、０．０５質量％以上とする。一方、いずれの元素においても、それぞれの含有量が多過ぎると、粗大な晶出物が形成され、これらを起点にして破壊が生じ易くなる。また、圧延、押出、鍛造などの加工性も低下する。従って、Ｍｎ、Ｃｒ、ＺｒおよびＶについて含有量の上限値を設けて、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下およびＶ：０．２質量％以下に規制する。
（Ｚｎ：０．２５質量％以下）
　Ｚｎは、含有量が０．２５質量％を超えると、粒界腐食感受性が高くなり、耐食性が低下する。従って、Ｚｎの含有量は、０．２５質量％以下に規制する。
（Ｔｉ：０．１質量％以下）
　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０．１質量％を超えると、粗大な金属間化合物を形成し、強度、延性を低下させる。また、圧延、押出、鍛造などの加工性も大きく低下させる。従って、Ｔｉの含有量は、０．１質量％以下に規制する。
（不可避的不純物）
　不可避的不純物としては、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃ、Ｉｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｓｒ等の元素が想定し得るが、いずれも本発明の特徴を阻害しないレベルで含有することは許容される。具体的には、これら不可避的不純物の元素は、個々の元素毎の含有量がそれぞれ０．０１質量％以下であり、合計の含有量が０．１質量％以下であれば許容される。
　次に、上記アルミニウム合金から構成される高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材に必要とされる特性について、以下に説明する。
（耐力、導電率と耐食性との関係）
　本発明においては、高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材は、耐力Ｓ（ＭＰａ）と導電率Ｅ（ＩＡＣＳ％）に係る下記の式（１）および式（２）を満足することが必要である。
Ｓ≦－１０．４６×Ｅ＋８０１ ・・・（１）
Ｓ≧－２５×Ｅ＋１２９６ ・・・（２）
　図１は、耐力Ｓ（ＭＰａ）、導電率Ｅ（ＩＡＣＳ％）と耐食性との関係を示す図である。図１上には、前記組成を有し、種々の製造条件で製造された種々のＡｌ合金材がプロットされている。
　Ａｌ合金は、Ｔ６（ピーク時効）、Ｔ７（過時効）と時効の進行に伴い、導電率は高くなる一方で、耐力は低くなる。また一般的に、耐食性は、Ａｌ合金内部の析出物、母相の状態に起因し、導電率が高くなるとともに向上する。同一組成のＡｌ合金を種々の製造条件で製造し、それらのＡｌ合金の耐力（Ｙ軸）と導電率（Ｘ軸）とをプロットすると、導電率が高くなるにつれ、耐力は低下するという右下がりの曲線上にプロットされる。組成の異なるＡｌ合金においても、同様な傾向を示すことから、組成の異なる種々の６０００系合金を用いて同様にプロットすると、右下がりの曲線群を得ることができる。
　一方、同一の導電率において、耐力が高いＡｌ合金の時効状態は、よりピーク時効に近いものとなり、耐食性は低くなる。また、同一の耐力において、導電率が低いＡｌ合金の時効状態は、ピーク時効、亜時効となり、耐食性は低下する。
　上記したように、Ａｌ合金内部の析出物の状態を制御することによって耐力および耐食性を制御することができるが、析出物の状態は合金組成および熱処理条件によって大きく変動する。本発明の用途に適する特定組成のＡｌ合金であっても、析出物の状態によっては耐食性が望ましくない場合が生じ得る。そのため、本発明においては、種々の組成を有するＡｌ合金に係る導電率と耐力の曲線群に対して、式（１）および式（２）で囲まれる領域を指定することによって、高い耐力と高い耐食性とを併せ持つＡｌ合金を特定することができるようにしたものである。
　また、本発明の用途に適する特定組成の合金の製造において、組成の変化に応じて適切な温度条件が必要となるが、製品を加熱する際には炉内で温度分布が必ず生じる。そのため、一般的な条件において温度および時間を設定して熱処理を行なっても、各製品中の全ての部位が同一の条件で熱処理されているとは必ずしも限らない。したがって、上記のように導電率と耐力とを測定することによって初めて、製品内部の析出状態を正確に把握することができ、製品の強度および耐食性を特定することが可能となる。
　図１において、●の各点は、耐粒界腐食性と耐ＳＣＣ性のいずれも優れているＡｌ合金を示している。◆の各点は、耐粒界腐食性が優れているが、耐ＳＣＣ性が劣っているＡｌ合金を示している。▲の点は、耐ＳＣＣ性が優れているが、耐粒界腐食性が劣っているＡｌ合金を示している。■の点は、耐粒界腐食性と耐ＳＣＣ性がいずれも劣っているＡｌ合金を示している。
　図１において、直線ａは、式（１）の境界の線（Ｓ＝－１０．４６×Ｅ＋８０１）を表わす。直線ｂは、式（２）の境界の線（Ｓ＝－２５×Ｅ＋１２９６）を表わす。
　式（１）で表わされる領域は、直線ａの下方の領域であり、式（２）で表される領域は、直線ｂの上方の領域にある。式（１）で表わされる領域と式（２）で表される領域とが重複する領域は、式（１）および式（２）を満足する領域である。この領域に存在する●の点で示されるＡｌ合金は、いずれも式（１）および式（２）を満足するＡｌ合金であり、本発明のＡｌ合金である。そして、●の点で示されるＡｌ合金は、いずれも耐粒界腐食性および耐ＳＣＣ性に優れている。
　式（１）および式（２）を満足する領域のＡｌ合金を得るためには、Ａｌ合金の組成を前記した特定の組成範囲に限定することのみならず、製造条件、中でも調質処理条件を後記するように特定の条件を用いて行うことが必要である。即ち、Ａｌ合金の組成と製造条件の両者が相まって、上記の図１の式（１）および式（２）を満足する領域に対応する耐食性に優れたＡｌ合金材を得ることが可能であり、耐水素脆化性と強度をも併せ持ったＡｌ合金材とすることが可能となる。
（導電率）
　本発明において、導電率はＩＡＣＳ％で表わされるものである。上記したように、導電率は、耐食性と相関関係を有するものである。耐食性と導電率との関係から、本発明においては、導電率は、３６ＩＡＣＳ％以上であることが必要である。図１において、直線ｃは、導電率が３６ＩＡＣＳ％である線を表わす。導電率の測定はＪＩＳ Ｃ２５２５に準じて、アルバック理工株式会社製電気抵抗測定装置ＴＥＲ－２０００ＲＨを用い、直流４端子法にて電気抵抗を測定することにより行うことができる。特開２０１２－２１２０５号公報等に記載の方法に則って測定することができる。
（耐力、引張強さ、伸び）
　本発明において、高圧水素ガス容器として、実用的に使用し得るためには、Ａｌ合金材の耐力は、２７０ＭＰａ以上であることが必要である。ここで、耐力とは０．２％耐力を意味する。図１において、直線ｄは、耐力が２７０ＭＰａである線を表わす。さらに、引張強さは、３００ＭＰａ以上であることが好ましく、３３０ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、伸びは、５％以上であることが好ましく、８％以上であることがより好ましい。尚、引張試験は、規格ＪＩＳ－Ｚ－２２０１、ＪＩＳ－Ｚ－２２４１準拠して測定することができる。
（製造方法）
　次に、本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法について説明する。本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法は、前記組成を有するアルミニウム合金を鋳造して鋳塊を作製する溶解・鋳造工程と、前記鋳塊に、４７５～５７５℃で熱処理を施す均質化熱処理工程と、２７５～５７５℃で、５０％以上の加工率で熱間加工を施す熱間加工工程と、溶体化処理と１℃／秒以上の冷却速度で焼入れ処理を行う調質処理工程と、１６０～２４０℃で１～４８ｈｒ熱処理を施す高温時効処理工程とをこの順に行うことを特徴としている。
　本発明の製造方法においては、特に、高温時効処理を比較的高温で行うところに大きな特徴を有するものであり、これによりＣｕを含有する高温時効析出物を積極的に形成させるものである。
　以下に、各工程の条件について説明する。本発明の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法では、以下に記載した以外の工程をさらに追加することも構わない。また、以下に特に記載した以外の工程や条件については、常法により製造することが可能である。
（溶解・鋳造工程）
　溶解・鋳造工程は、上記組成のＡｌ合金溶湯を鋳造して鋳塊を作製するする工程である。溶解・鋳造工程では、上記組成範囲内に溶解調整されたＡｌ合金溶湯を、連続鋳造法（例えば、ホットトップ鋳造法）や半連続鋳造法（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。
（均質化熱処理工程）
　均質化熱処理工程は、鋳造されたＡｌ合金鋳塊を均質化熱処理（以下、「均熱処理」と記載することがある。）し、鋳塊組織中の結晶粒内の偏析をなくして、ミクロ組織の均質化を図り、晶出物を微細化する工程である。前記鋳塊を、４７５～５７５℃の比較的高温域で均熱処理することが必要である。
　均熱処理温度が４７５℃未満の場合には、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。そのため、破壊の起点となる晶出物が多過ぎ、耐水素脆化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５７５℃を超える場合には、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。
　均熱処理時間は、溶質濃度の均一化を進めて、晶出物を微細化させるためには、１時間以上行うことが好ましい。熱熱処理時間が１時間未満であると、溶質温度の均一化は不十分となり、また晶出物の微細化を進めることができない。また、熱処理時間は、生産性の点から２４時間以下であることが好ましい。
　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、冷却過程で晶出物回りにＭｇ２ Ｓｉが形成され、その後の溶体化処理でも再固溶しにくくなる危険性がある。このような冷却速度の目安は、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。
（熱間加工工程）
　熱間加工工程は、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造などの熱間加工を行う工程である。熱間加工工程としては、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造のいずれかあるいは組み合わせて行うことができる。即ち、前記組成のＡｌ合金鋳塊を溶製し、当該鋳塊を均質化熱処理後、熱間圧延して、所望の板厚の板材とすることができる。また後述するように、熱間圧延後に、必要に応じて冷間圧延を行なっても良く、また熱間圧延後、冷間圧延の後に焼鈍、溶体化処理ならびに焼入れを行なっても良い。または、当該鋳塊を均質化熱処理後、熱間押出や熱間鍛造を行って、所望の厚みと形状の押出材、鍛造材を得ることができる。また後述するように、押出後、鍛造後に冷間加工を行なっても良く、また押出後、鍛造後に焼鈍、溶体化処理ならびに焼入れを行なっても良い。
　熱間加工温度は、前記Ａｌ合金の成分組成や鋳塊の大きさとの関係で、２７５～５７５℃の範囲で行う。熱間加工温度が、２７５℃未満であると、加工時に割れ等が生じる恐れがある。一方、熱間加工温度が、５７５℃を超えると、局部溶融が生じ、加工時に表層フクレ、割れ発生が生じ、また製品での破壊の原因となる恐れがある。
　また、熱間加工後に、切削加工、また弱加工度での成形、溶体化処理ならびに焼入れ、高温時効処理となる工程で製造される製品においては、熱間加工後のミクロ組織が製品のミクロ組織となるため、熱間加工後のミクロ組織は極力微細なものとする必要があり、このためには、鍛造、押出にあっては、極力高温で熱間加工を行なうことが望ましい。
　熱間加工の加工率は、前記Ａｌ合金の成分組成や、鋳塊の大きさとＡｌ合金材（製品）の所望厚みとの関係で、５０％以上の加工率の範囲から選択する。この加工率が少な過ぎると、晶出物が小さく粉砕されず、粗大な晶出物が残存して、晶出物を微細化できない。
（熱間圧延）
　熱間圧延の場合、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、その後に調質処理する。熱間圧延温度は、２７５～５７５℃の範囲で適宜選択する。
　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。圧延後あるいは圧延後に必要に応じて焼鈍した後、たとえば容器等の製品形状に加工し、その後に調質処理を行う。また、切削加工等は、製品形状に加工後、また調質処理後に行ってもよい。容器の場合は、調質処理のうち高温時効処理の一部をワインディング後の樹脂硬化時の加熱処理としてもよい。
（熱間押出）
　熱間押出の場合、均質化熱処理後の鋳塊を再加熱し、２７５～５７５℃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、その後に調質処理する。高強度（調質後の耐力）化には、押出温度の高温化によるファイバー組織化が有効であり、このためには押出温度は４００℃以上が望ましい。
　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。押出後あるいは押出後に必要に応じて焼鈍した後、調質処理し、その後に切削加工等により最終製品に形状に仕上げる。また、調質処理は、切削加工し最終製品の形状としてもよい。また、押出後あるいは押出後に必要に応じて焼鈍した後、たとえば容器等の製品形状に加工し、その後に調質処理を行う。また、切削加工等は、製品形状に加工後、また調質処理後に行ってもよい。容器の場合は、調質処理のうち高温時効処理の一部をワインディング後の樹脂硬化時の加熱処理としてもよい。
（熱間鍛造）
　熱間鍛造の場合、均質化熱処理後の鋳塊を再加熱し、２７５～５７５℃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、その後に調質処理する。高強度（調質後の耐力）化には、鍛造温度の高温化によるファイバー組織化が有効であり、このためには鍛造温度は４００℃以上が望ましい。
　上記の板材、鍛造材、押出材から製品を、冷間，温間、熱間でのプレス、絞り、スピニング、切削、曲げ、拡管等で成形加工することもできる。
　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。鍛造後あるいは鍛造後に必要に応じて焼鈍した後、調質処理し、その後に切削加工等により最終製品に形状に仕上げる。また、調質処理は、切削加工し最終製品の形状としてもよい。
（調質処理工程）
　調質処理工程は、上記の熱間加工工程後に、Ａｌ合金材に対する調質処理として、溶体化処理および焼入れ処理（急冷処理）を行う工程である。溶体化処理は、前記Ａｌ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、５１０℃～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１℃／秒以上（肉厚中心部位）の平均冷却速度（４００℃から２９０℃）で焼入れ処理（急冷処理）を行う。この溶体化処理後の焼入れ処理の冷却速度が遅いと、粒内、粒界上にＳｉ、ＭｇＳｉ化合物などが析出しやすくなり、製品の強度、成形性、耐食性を低下させる。
　溶体化処理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。
（高温時効処理工程）
　高温時効処理工程は、上記の溶体化処理および焼入れ処理の後に、強度など機械的諸特性ならびに耐食性を向上させるために、高温時効処理を行う工程である。高温時効処理は、溶体化処理および焼入れ処理の後に、１６０～２４０℃で１～４８ｈｒ熱処理を施すことが必要である。
　高温時効処理温度が、１６０℃未満であると、処理に長時間を要し実用的でない。また、Ｃｕを含む高温時効析出物が形成されにくく、耐食性の向上は難しい。一方、２４０℃を超えると、処理時間が短くなり製造上、同一特性を有する製品を安定して製造することが難しい。高温時効処理温度は、製造上、優れた特性を有した製品を得る観点から、１６０～２４０℃が好ましく、１７０～２２０℃がさらに好ましい。
　また、高温時効処理時間が、１ｈｒ未満であると、高温時効析出物の形成される量が少なく、高い耐力、高い耐食性を得ることが難しい。また４８ｈｒを超えると、製造上実用的でない。高温時効処理時間は、製造上、優れた特性を有した製品を得る観点から、１ｈｒ以上が好ましく、３ｈｒ以上がさらに好ましい。
　高温時効処理は、溶体化処理および焼入れ処理後に直ちに行うことが好ましい。高温時効処理は、例えばＪＩＳ－Ｈ－０００１に記載の熱処理条件内にて行う、調質記号で、Ｔ６、Ｔ７の調質処理である。高温時効処理は、バッチ炉、連続炉、オイルバス、温湯浴槽等のいずれの装置を用いてもよい。
　熱間加工工程として、熱間押出を行う場合には、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、必要に応じて室温時効処理、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、焼入れ処理し、必要に応じて室温時効処理、歪み矯正した後、高温時効処理（Ｔ６、Ｔ７）を行ってもよい。
　前記した通り、熱間圧延板材、熱間押出材、熱間鍛造材に対して、予め、高圧ガス容器用の部材を作製する前に、前記した調質処理を各々選択して行っても勿論良い。また、熱間圧延板材、熱間押出材、熱間鍛造材に対して、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、作製後に高温時効処理を行うなど、調質処理を分けて行っても良い。
　以上の各工程を有する製造工程を経て得られた本発明のＡｌ合金材は、高圧水素ガス容器用Ａｌ合金材として、優れた耐水素脆化性を有しながら、高強度であり、耐食性を有したものとすることができる。
　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。
　先ず、表１に示す各成分組成の各Ａｌ合金溶湯から、銅鋳型ブックモールドで各々鋳塊を鋳造した。この鋳塊より切断、面削で、直径６５ｍｍ×高さ１００ｍｍサイズの試料を作製し、５６０℃で４ｈｒの均質化熱処理後、一旦、室温まで冷却した。次に、５００℃で熱間鍛造を開始し、クロスヘッド速度６０ｍｍ／分で、高さ１００ｍｍを高さ２０ｍｍまで熱間鍛造した。このときの加工率は８０％であった。その後、空気炉にて、５５５℃×３ｈｒの溶体化処理を行い、直ちに４０℃の水で、約１５℃／秒の冷却速度で冷却して焼入処理を行った。その後、表１中の条件で高温時効処理を行った。
［供試材］
　作製した調質後の鍛造材の寸法は、直径１８０ｍｍ、厚さ２０ｍｍとした。この鍛造材から、引張試験片、耐水素脆化評価用引張試験片、粒界腐食感受性用試験片、ＳＣＣ評価用試験片（Ｃリング）を採取し、特性を測定し、評価した。これらの評価結果を表２に示す。各特性の評価条件は以下のとおりである。
［合金組成］
　合金組成は、島津製作所製発光分析装置ＯＥＳ－１０１４を用いて測定した。Ａｌの溶湯より成分分析用にサンプルを採取し、凝固させ、試料の端面を切削加工で平面とし測定した。表１の合金組成において「０．００」で示した組成は、０．０１％未満であることを示している。
［引張試験］
　前記供試材の肉厚中心部で、鍛流線方向に対して試験片の長手方向が直角となるように試験片（試験片：全長１００ｍｍ、厚３ｍｍ、平行部：幅６．２５ｍｍ×長さ３２ｍｍ、ＧＬ２５ｍｍ）を採取し、規格ＪＩＳ－Ｚ－２２０１に準拠して、室温大気中で、クロスヘッド速度５ｍｍ／分で破断まで引張試験を行った。測定Ｎ数は３として、引張強さ、耐力、伸びの各数値はこれらの平均値とした。引張強さは３００ＭＰａ以上のとき、耐力は２７５ＭＰａ以上のとき、伸びは５％以上のとき、それぞれ優れているものと判定した。
［導電率］
　供試材の板の両面について、市販の渦電流式導電率測定装置により、肉厚中心部を５点測定し、それらの平均値を求めて、導電率（ＩＡＣＳ％）とした。ＩＡＣＳ％の数値が、３６％以上であるときに優れていると判定した。導電率の測定はＪＩＳ Ｃ２５２５に準じて、アルバック理工株式会社製電気抵抗測定装置ＴＥＲ－２０００ＲＨを用い、直流４端子法にて電気抵抗を測定することにより行った。特開２０１２－２１２０５号公報等に記載の方法に則って測定した。
［耐水素脆化性試験］
前記供試材の肉厚中心部で、鍛流線方向に対して試験片の長手方向が直角となるように試験片（試験片：全長１００ｍｍ、厚１ｍｍ，平行部：幅５ｍｍ×長さ１２ｍｍ，ＧＬ１２ｍｍ）を採取し、２種類の雰囲気中で、歪速度６．７×１０－７ ｓ－１ で破断まで引張試験を行った。測定Ｎ数は２以上とした。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、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［（δ
１－δ２）／δ１］を算出した。この伸び値の低下率は耐水素脆化性の指標となるものである。伸び値の低下率が０．２以下のとき、耐水素脆化性が優れていると判定し、○とした。一方、伸び値の低下率が０．２を超えるとき、耐水素脆化性が劣っていると判定し、×とした。
［粒界腐食試験］
　前記供試材の肉厚中心部で、鍛流線方向に対して試験片の長手方向が平行となるように試験片（試験片厚５ｍｍ×幅２０ｍｍ×長３０ｍｍ、幅２０ｍｍ×長３０ｍｍの片方の面が厚中心面）を採取し、「圧縮天然ガス自動車燃料装置用容器の技術基準の解釈：別添９」に記載の方法」に従って、粒界腐食試験（浸漬時間６ｈｒ）を行い、試験終了後に試料断面（厚５ｍｍ×幅２０ｍｍの面）を研磨し、試料表面（肉厚中心部）から厚さ方向への粒界深さを測定し、最大深さ（μｍ）を粒界腐食深さとした。粒界腐食深さが２００μｍ以下のとき、耐粒界腐食性が優れていると判定し、○とした。一方、粒界腐食深さが２００μｍを超えるとき、耐粒界腐食性が劣っていると判定し、×とした。
［ＳＣＣ試験］
　前記供試材からＣリング形状（外径１９ｍｍ，厚１．５２ｍｍ，幅１９ｍｍ，ジグ穴径６ｍｍ）の試験片を、リングの中心部が肉厚中心となり、Ｃリングの幅方向が、鍛流線方向に対して直角となるように採取し、「圧縮天然ガス自動車燃料装置用容器の技術基準の解釈：別添９」に記載の方法で交互浸漬法（３．５％塩化ナトリウム溶液中に１０分間浸漬、５０分間乾燥を１サイクルとして交互に実施）によるＳＣＣ試験を行った。耐力（ＬＴ方向）の９０％の引張応力をＣリング外周側に負荷した。割れ寿命が３０日間以上（７２０サイクル以上）のとき、耐ＳＣＣ性が優れていると判定し、○とした。一方、割れ寿命が３０日間未満（７２０サイクル未満）のとき、耐ＳＣＣ性が劣っていると判定し、×とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の導電率と耐力の関係式の欄において、式（１）、式（２）の数値範囲に入る場合はそれぞれ○、数値範囲に入らない場合はそれぞれ×と記載した。
　図１は、表１および表２に示された試験材１～１９について、それぞれの耐力Ｓ（ＭＰａ）と導電率Ｅ（ＩＡＣＳ％）に基づいてプロットしたものである。
　図１において、●の各点は、試験材１～９のＡｌ合金に相当し、耐粒界腐食性と耐ＳＣＣ性がいずれも優れている。他の◆、▲、■の点に相当するＡｌ合金は、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性のいずれかあるいはその両方とも劣っている。
　表２と図１から分かるように、試験材１～９は、本発明のＡｌ合金組成を満足し、式（１）および式（２）を満足するものであり、強度等の機械的性質、耐水素脆化性、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性において、優れた性能を有するものであった。
　これに対して、試験材１０から１９は、本発明のＡｌ合金組成を満足するものの、式（１）あるいは式（２）の何れかを満足せず、耐粒界腐食性、耐ＳＣＣ性のいずれかあるいはその両方とも劣るものであった。
　試験材１０は、組成は試験材１と同様であるものの、高温時効処理温度が低温であり、この組成においては本発明に適した熱処理条件ではなかったため、導電率が低くなり、式（１）を満足せず、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。
　試験材１１は、試験材５と一部類似した組成であるが、この組成においては適切な熱処理条件とはならず、関係式（２）を満足せず、その結果、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。高温時効処理温度を高温化することにより耐食性は向上すると推定されるが、その場合は、耐力は低くなり、やはり関係式（２）を満足しなくなると考えられる。
　試験材１２と試験材１３は、試験材３に比較してＳｉ、Ｍｇ、ＣｕおよびＣｒがいずれも高いため、同じ熱処理を行っても、この組成においては本発明に適した熱処理条件ではなかったため、関係式（２）を満足せず、その結果、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。
　試験材１４は、試験材５と一部類似した組成であるが、Ｓｉ量に対してＦｅ量が比較的高く、耐力に対して導電率が高くなり、適した熱処理条件ではなかったため、関係式（２）を満足せず、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。
　試験材１５は、Ｃｒが多めの組成であり、他の試験材と同じ熱処理条件では適切ではなかったため、関係式（２）を満足せず、その結果、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。
　試験材１６と試験材１７は、Ｓｉ、ＭｇおよびＣｕが多めの組成であり、高温時効処理温度を高温で短時間にした例であるが、適した熱処理条件ではなかったため、関係式（１）を満足せず、その結果、耐ＳＣＣ性に劣るものであった。
　試験材１８と試験材１９は、Ｍｎが多い組成であり、他の試験材と同じ熱処理条件では適切ではなかったため、関係式（１）を満足せず、その結果、耐食性に劣るものであった。

Claims (2)

  1. 　Ｓｉ：０．６～１．５質量％、Ｍｇ：０．６～１．６質量％、Ｃｕ：０．１～１．０質量％およびＦｅ：０．０５～０．４質量％を含有し、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．１５質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下およびＴｉ：０．１質量％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、前記Ｍｎ、前記Ｃｒ、前記Ｚｒおよび前記Ｖの含有量の合計が０．０５質量％以上であるアルミニウム合金から構成され、
    　耐力Ｓ（ＭＰａ）と導電率Ｅ（ＩＡＣＳ％）に係る下記の式（１）および式（２）を満足し、
    　耐力Ｓが２７０ＭＰａ以上であり、
    　導電率Ｅが３６ＩＡＣＳ％以上であることを特徴とする高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材。
    Ｓ≦－１０．４６×Ｅ＋８０１ ・・・（１）
    Ｓ≧－２５×Ｅ＋１２９６ ・・・（２）
  2. 　請求項１に記載の高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法であって、前記組成を有するアルミニウム合金を鋳造して鋳塊を作製する溶解・鋳造工程と、前記鋳塊に、４７５～５７５℃で熱処理を施す均質化熱処理工程と、２７５～５７５℃で、５０％以上の加工率で熱間加工を施す熱間加工工程と、溶体化処理と１℃／秒以上の冷却速度で焼入れ処理を行う調質処理工程と、１６０～２４０℃で１～４８ｈｒ熱処理を施す高温時効処理工程とをこの順に行うことを特徴とする高圧水素ガス容器用アルミニウム合金材の製造方法。
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