CN102812142A

CN102812142A - 铝合金锻造材及其制造方法

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Publication number: CN102812142A
Application number: CN2011800147922A
Authority: CN
Inventors: 堀雅是; 稻垣佳也
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-03-31
Filing date: 2011-03-08
Publication date: 2012-12-05
Anticipated expiration: 2031-03-08
Also published as: EP2554698B1; CN102812142B; US20130032255A1; JP2011214093A; WO2011122263A1; US9481920B2; EP2554698A4; JP5431233B2; EP2554698A1

Abstract

本发明提供一种作为汽车底盘零件等铝合金锻造材及其制造方法。本发明的铝合金锻造材，含有Si：0.4质量％以上、1.5质量％以下；Fe：超过0.4质量％、1.0质量％以下；Cu：0.40质量％以下；Mg：0.8质量％以上、1.3质量％以下；Ti：0.01质量％以上、0.1质量％以下，并且Zn限制在0.05质量％以下，此外还含有从Mn：0.01质量％以上、1.0质量％以下；Cr：0.1质量％以上、0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上、0.2质量％以下的群中选择的至少一种，并且将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，余量由不可避免的杂质和Al构成，平均晶粒直径为50μm以下，结晶物面积率为3％以下，平均结晶物尺寸为8μm以下。

Description

铝合金锻造材及其制造方法

技术领域

本发明涉及作为汽车底盘零件等使用的铝合金锻造材及其制造方法。

背景技术

作为上臂和下臂等汽车底盘零件使用的铝合金锻造材，一直以来有各种各样的开发。

例如，在专利文献1中记述有一种汽车底盘零件，其由如下铝合金锻造材构成，该铝合金锻造材分别含有Mg：0.5～1.25质量％、Si：0.4～1.4质量％、Cu：0.01～0.7质量％、Fe：0.05～0.4质量％、Mn：0.001～1.0质量％、Cr：0.01～0.35质量％、Ti：0.005～0.1质量％，并且将Zr限制在低于0.15质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，在该汽车底盘零件中，在最大应力发生部位的宽度方向截面组织中，最大应力发生的截面部位的组织中所观察到的结晶物密度以平均面积率计为1.5％以下，包含锻造时产生的分模线在内的截面部位的组织中所观察到的各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计为0.7μm以上。

另外，在该专利文献1中还记述，最大应力发生的截面部位的组织中所观察到的分散粒子的尺寸，以平均直径计为以下，并且这些分散粒子的密度以平均面积率计为4％以上，在这些肋(rib)的截面组织中观察到的再结晶晶粒所占的面积比例，以平均面积率计为10％以下，此外，在与这些肋的截面组织邻接的网状组织(web)的宽度方向的截面组织中所观察到的再结晶晶粒所占的面积比例，以平均面积率计为20％以下。

此外，在该专利文献1中，记述有一种汽车底盘零件的制造方法，其是以平均冷却速度100℃/s以上铸造具有所述规定的组成的铝合金熔汤，以10～1500℃/hr的升温速度将该经过铸造的铸锭加热至460～570℃的温度范围，实施在该温度范围保持2hr以上的均质化热处理之后，以40℃/hr以上的冷却速度冷却至室温，进一步再加热至热锻开始温度而进行热态金属模具锻造，并且使锻造结束温度为350℃以上，在该热锻后，实施在530～570℃的温度范围保持20分钟～8hr的固溶处理，其后，在平均冷却速度为200～300℃/s的范围内进行淬火处理，再进行人工时效硬化处理。。

根据该专利文献1所述的发明，即使是作为轻量化形状的锻造材汽车底盘零件，也能够使之高强度化，高韧性化和高耐腐蚀性化。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：特开2008-163445号公报

用于汽车底盘零件等的铝合金，已知由于Fe、Si和Ti等杂质而导致金属间化合物结晶出，对各种特性造成不良影响。若Fe的含量过多，则Al-Fe-Si系金属间化合物容易作为结晶物结晶出来。该结晶物的结晶形状易成为针状，具有硬而脆的特性，因此对耐断裂韧性和疲劳特性造成不良影响。

前述专利文献1所述的发明，Fe的含量被限制在0.4质量％以下，若Fe的含量超过0.4质量％，则存在结晶物(Al-Fe-Si系金属间化合物)粗大化这样的问题。对此本发明者们发现，若结晶物发生粗大化而平均结晶物尺寸超过8μm，则耐断裂韧性和疲劳特性降低的倾向强烈。

发明内容

本发明鉴于所述问题而形成，其课题在于，提供一种铝合金锻造材及其制造方法，即使在Fe的含量超过0.4质量％这样的情况下，其仍具有与Fe的含量在0.4质量％以下的铝合金锻造材同等的耐断裂韧性和疲劳特性。

本发明的铝合金锻造材，含有Si：0.4质量％以上、1.5质量％以下；Fe：超过0.4质量％、1.0质量％以下；Cu：0.40质量％以下；Mg：0.8质量％以上、1.3质量％以下；Ti：0.01质量％以上、0.1质量％以下，并且Zn限制在0.05质量％以下，此外还含有从Mn：0.01质量％以上、1.0质量％以下；Cr：0.1质量％以上、0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上、0.2质量％以下的群中选择的至少一种，并且将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，余量由不可避免的杂质和Al构成，平均晶粒直径为50μm以下，结晶物面积率为3％以下，平均结晶物尺寸为8μm以下。

在本发明的铝合金锻造材中，通过在前述的范围含有Si、Cu、Mg，能够得到例如作为汽车底盘零件所需要的强度。通过在前述的范围含有Ti，能够使铸造组织微细化。另外通过在前述的范围含有Mn、Cr、Zr，能够抑制固溶时的再结晶，从而形成微细结晶。因此，能够确保疲劳特性。而且，通过使氢量处于这样的范围，能够抑制针孔和膨胀等，不仅能够确保断裂韧性和疲劳特性，而且能够确保强度和延伸率等诸特性。而且，在本发明中，通过如此大量含有Fe，如后述在锻造前实施特定的条件的加热工序，可实现含有Fe的结晶物的减少、微细化和圆形化，并且实现晶粒的微细化。通过将平均晶粒直径、结晶物面积率、平均结晶物尺寸控制在特定的值以下，可确保耐腐蚀性、耐断裂韧性、疲劳特性。

本发明的铝合金锻造材的制造方法，是用于制造前述的铝合金锻造材的制造方法，其中，包括如下工序：以加热温度710～810℃且铸造速度200～330mm/分钟，铸造铝合金铸锭的铸造工序，该铝合金含有Si：0.4质量％以上、1.5质量％以下；Fe：超过0.4质量％、1.0质量％以下；Cu：0.40质量％以下；Mg：0.8质量％以上、1.3质量％以下；Ti：0.01质量％以上、0.1质量％以下，并且Zn限制在0.05质量％以下，此外还含有从Mn：0.01质量％以上、1.0质量％以下、Cr：0.1质量％以上、0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上、0.2质量％以下的群中选择的至少一种，并且将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，余量由不可避免的杂质和Al构成；将所述铸锭以420～560℃进行2.5～8小时均质化热处理的工序；将经过所述均质化热处理的铸锭以470～545℃进行0.5小时以上加热的工序；将所述经过加热的铸锭以锻造结束温度330℃以上、压下率50～95％进行锻造而得到规定的形状的锻造材的工序；在480～580℃，在超过0并在24小时以内对所述锻造材进行固溶处理的工序；在75℃以下对所述经过固溶处理的锻造材进行淬火的工序；在160～250℃对所述经过淬火的锻造材进行0.5～20小时人工时效处理的工序。

在本发明中，通过在使用所述组成的铝合金的铸锭进行锻造之前，实施特定的条件的加热工序，能够充分地加热铸锭，实现含Fe结晶物的减少、微细化和圆形化，并且能够实现晶粒的微细化。由此，将平均晶粒直径、结晶物面积率、平均结晶物尺寸控制在特定的值以下，从而可确保耐腐蚀性、耐断裂韧性、疲劳特性。另外，通过锻造后的固溶处理、淬火、人工时效处理，可确保例如作为汽车底盘零件所需要的强度。

本发明的铝合金锻造材，虽然Fe的含量超过0.4质量％，但仍可抑制结晶物和晶粒的粗大化，并且也抑制了结晶物面积率，因此具有与Fe的含量在0.4质量％以下的铝合金锻造材同等的耐断裂韧性和疲劳特性。另外，因为能够含有Fe达到1.0质量％，所以能够增加加工屑的再循环金属块的配合率，以及能够使用纯度低的新金属块。

根据本发明的铝合金锻造材的制造方法，能够制造虽然Fe的含量超过0.4质量％，但结晶物和晶粒的粗大化得到抑制，并且结晶物面积率也得到抑制的铝合金锻造材。

因此，由这一制造方法制造的铝合金锻造材，能够使之具有与Fe的含量在0.4质量％以下的铝合金锻造材同等的耐断裂韧性和疲劳特性。另外，能够使加工屑的再循环金属块的配合率增加，以及也能够使用纯度低新金属块。

另外，根据本发明的铝合金锻造材的制造方法，因为大量含有Fe，所以收缩裂纹(shrinkage cracks)难以产生。因此，能够加快铸造速度。

附图说明

图1是说明平均晶粒直径的测量方法的模式图。

图2(a)是说明本发明的铝合金锻造材的一例的平面图，(b)是(a)的A-A线剖面图。

图3是说明本发明的铝合金锻造材的制造方法的流程的流程图。

符号说明

1汽车底盘零件

2a、2b臂部

3a、3b、3c肋

4a、4b网状组织

5a、5b、5c接合部

S1铸造工序

S2均质化热处理工序

S3加热工序

S4锻造工序

S5固溶处理工序

S6淬火工序

S7人工时效处理工序

具体实施方式

以下，对于本发明的铝合金锻造材及其制造方法详细地加以说明。

首先，对于本发明的铝合金锻造材进行说明。

本发明的铝合金锻造材，含有Si：0.4质量％以上、1.5质量％以下；Fe：超过0.4质量％、1.0质量％以下；Cu：0.40质量％以下；Mg：0.8质量％以上、1.3质量％以下；Ti：0.01质量％以上、0.1质量％以下，并且Zn限制在0.05质量％以下，此外还含有从Mn：0.01质量％以上、1.0质量％以下、Cr：0.1质量％以上、0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上、0.2质量％以下的群中选择的至少一种，并且将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，余量由不可避免的杂质和Al构成，平均晶粒直径为50μm以下，结晶物面积率为3％以下，平均结晶物尺寸为8μm以下。

以下，对于各构成要件分别说明。

(Si：0.4质量％以上、1.5质量％以下)

Si与Mg一起通过人工时效处理，主要作为针状的β”相在晶内析出，是有助于高强度(屈服强度)化的必须的元素。若Si的含量过少，则晶粒粗大化，另外还不能经人工时效处理得到充分的强度(抗拉强度和0.2％屈服强度)和疲劳特性。另一方面，若Si的含量过多，则在连续铸造时和固溶处理后的淬火途中，粗大的单质Si粒子结晶和析出，使耐腐蚀性和耐断裂韧性降低。另外，若过剩Si变多，则不能取得高耐腐蚀性和高耐断裂韧性。此外延伸率还低等，也阻碍加工性。因此，Si的含量为0.4质量％以上、1.5质量％以下，优选为0.6％以上、1.0质量％以下。

(Fe：超过0.4质量％、在1.0质量％以下)

Fe与Mn、Cr一起生成分散粒子(分散相)，妨碍再结晶后的晶界移动，防止晶粒的粗大化，并且具有使晶粒微细化的效果。

在此，Fe的含量为0.4质量％以下，即为现有的铝合金锻造材时，若以高温进行加热处理，则分散粒子的固溶也进行，因此由于再结晶容易导致晶粒粗大化。

如本发明这样若大量含有Fe，则分散粒子的密度上升，因此即使以高温加热，也能够抑制再结晶。另外如后述，如本发明这样在进行锻造工序之前，预先以该加热工序充分加热铸锭，能够使Fe系结晶物固溶并减少，还能够使之微细化和圆形化。因此，可以使分散粒子的密度达到与现有材同程度。还有，对于加热工序之后详述。

若Fe的含量过少，则没有这些效果。另一方面，若Fe的含量过多，则Al-Fe-Si系金属间化合物等的结晶物粗大化。粗大化的结晶物使耐断裂韧性、疲劳特性和耐腐蚀性等劣化。另外耐断裂韧性降低，延伸率也降低。因此，Fe的含量超过0.4质量％、在1.0质量％以下，优选为超过0.4质量％、在0.7质量％以下。

(Cu：0.40质量％以下)

Cu除了通过固溶强化而有助于强度提高以外，在时效处理时，还有显示促进最终制品的时效硬化的效果。但是，若Cu的含量过多，则显著提高Al合金锻造材的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性，使Al合金锻造材的耐腐蚀性和耐久性降低。因此，Cu的含量为0.40质量％以下。优选为0.10质量％以上，更优选为0.2质量％以上、0.4质量％以下，进一步优选为0.2质量％以上、0.3质量％以下。

(Mg：0.8质量％以上、1.3质量％以下)

Mg与Si一起，通过人工时效处理，主要作为针状的β”相在晶内析出，是有助于汽车底盘零件的高强度(屈服强度)化必须的元素。若Mg的含量过少，则人工时效处理时的时效硬化量降低。另外再结晶也容易产生，因此晶粒容易发生粗大化。无法形成Mg₂Si的单质Si也使耐腐蚀性降低。另一方面，若Mg的含量过多，则容易形成结晶物，此外强度(屈服强度)变得过高，因此阻碍锻造性。另外，在固溶处理后的淬火途中无助于强度提高的大量的Mg₂Si析出，反而使强度、耐断裂韧性、耐腐蚀性等降低。因此，Mg含量为0.8质量％以上、1.3质量％以下，优选为0.85质量％以上、1.2质量％以下，更优选为1.0质量％以上、1.2质量％以下。

(Ti：0.01质量％以上、0.1质量％以下)

Ti具有使铸锭的晶粒微细化的效果。若Ti的含量过少，则该效果无法发挥。另外，晶粒粗大化，强度降低。作为结果是疲劳强度也降低。但是，若Ti的含量过多，则形成粗大的结晶物，耐断裂韧性降低。粗大的结晶物成为断裂的起点，使疲劳特性降低。因此，Ti的含量为0.01质量％以上、0.1质量％以下，优选为0.01质量％以上、0.05质量％以下。

(Zn：限制在0.05质量％以下)

作为杂质容易混入的Zn，因为阻碍汽车底盘零件的特性，所以优选不含有，但如果在0.05质量％以下，则因为不会阻碍汽车底盘零件的特性而被允许。但是，若Zn的含量超过0.05质量％，则发生耐断裂韧性、耐腐蚀性、延伸率和疲劳特性的降低。

还有，Zn的0.05质量％以下的限制，例如，在使用新金属块时和使用再循环金属块的情况下，该再循环金属块中的Zn的含量为0.05质量％以下时，能够直接使用该新金属块和再循环金属块，但使用Zn的含量超过0.05质量％的再循环金属块时，能够与Zn的含量为0.05质量％以下的新金属块混合，使Zn的含量达到0.05质量％以下之后再使用。

(含有从Mn：0.01质量％以上、1.0质量％以下，Cr：0.1质量％以上、0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上、0.2质量％以下的群中选择的至少一种)

其中，Mn和Cr在均质化热处理时和其后的热锻时，Fe、Mn、Cr、Si、Al等，生成对应其含量而选择性地结合的Al-Mn系、Al-Cr系金属间化合物所构成的分散粒子(分散相)。作为这样的分散粒子(分散相)，例如能够列举Al-(Fe、Mn、Cr)-Si化物和(Fe、Mn、Cr)₃SiAl₁₂等。

虽然也根据制造条件，但由Mn和Cr形成的这些分散粒子，微细、高密度且均匀地分散，具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果。因此，通过防止晶粒的粗大化，能够使晶粒维持在微细的状态。

若Mn和Cr的含量过少，则不能期望这些效果，晶粒粗大化，强度和耐断裂韧性降低。另一方面，这些元素过剩的含有容易在溶解、铸造时生成作为金属间化合物的粗大的结晶物，成为断裂的起点，构成使耐断裂韧性和疲劳特性降低的原因。还有，耐断裂韧性与延伸率存在正比例关系，延伸率也降低。因此，使Mn和Cr之中的至少一方含有，并且Mn的含量为0.01质量％以上、1.0质量％以下，优选为0.1质量％以上、0.3质量％以下，Cr的含量为0.1质量％以上、0.4质量％以下，优选为0.10质量％以上、0.3质量％以下，更优选为0.10质量％以上、0.15质量％以下。

Zr与Mn和Cr同样，生成分散粒子(分散相)。Zr的情况下，在含有Ti等情况下由于铸造的条件，反而成为阻碍铸锭的晶粒微细化的要因。特别是Zr生成Ti-Zr的化合物，阻碍TiB₂的晶粒微细化，成为使晶粒粗大化的要因。另外，也成为使疲劳特性降低的要因。因此，在本发明中，由于使用再循环金属块等而作为杂质被含有Zr，期待使其在不使铸造时的晶粒粗大化的范围内添加。具体来说，Zr的含量为0.05质量％以上、0.2质量％以下，优选为0.05质量％以上、0.10质量％以下。

(氢量：0.25ml/100gAl以下)

氢(H2)作为杂质容易混入，特别是在锻造材的加工度小时，由氢引起的气泡在锻造等加工中无法压合，从而发生泡疤，成为断裂的起点，因此使强度、耐断裂韧性和疲劳特性显著降低。特别是在高强度化的汽车底盘零件等中，由该氢造成的影响大。因此，每Al100g的氢量为0.25ml以下，当然优选尽可能少的含量。

(余量)

余量由不可避免的杂质和Al构成。作为不可避免的杂质，可列举C、Ni、Na、Ca、V、Hf。这些作为杂质容易混入，阻碍汽车底盘零件的特性，因此优选不含有，但如果合计在0.10质量％以下则能够允许。

另外，虽然B也是杂质，但与Ti一样，使铸锭的晶粒微细化，还具有使压出和锻造时的加工性提高的效果。但是，若使之含有超过300ppm，则还是形成粗大的晶析出物，使所述的加工性降低。因此，B的含量优选为300ppm以下。

(平均晶粒直径：50μm以下)

平均晶粒直径影响机械的性质。若平均晶粒直径超过50μm，则抗拉特性、疲劳特性变低。平均晶粒直径优选为45μm以下，更优选为40μm以下。

平均晶粒直径能够以短轴上的切片法计算。即，如图1所示，能够通过用适当的腐蚀液蚀刻锻造材的表面或切断面后，用光学显微镜以50倍进行拍摄，在与晶粒直径的长轴直交的方向上引出直线，测量该直线上的晶粒数，使直线的长度除以测量的晶粒数而进行计算。

(结晶物面积率：3％以下)

结晶物面积率，由添加元素的添加量和其固溶量等决定。若结晶物面积率超过3％，则冲击试验中的龟裂传播路径变多，因此耐断裂韧性和疲劳特性降低。结晶物面积率优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

结晶物面积率能够以SEM拍摄400倍的BEI，通过图像分析进行计算。

(平均结晶物尺寸：8μm以下)

平均结晶物尺寸，由添加量和凝固速度等决定。若平均结晶物尺寸超过8μm，则容易成为冲击试验中的龟裂的起点，耐断裂韧性将降低。因此，平均结晶物尺寸为8μm以下，更优选为6μm以下。

平均结晶物尺寸，能够通过以SEM拍摄400倍的BEI，用分析软件换算成同面积的圆，教育处平均尺寸而求得。

以上说明的本发明的铝合金锻造材，能够具有与Fe的含量在0.4质量％以下的铝合金锻造材同等的耐断裂韧性和疲劳特性。即，本发明的铝合金锻造材，能够使作为杂质最容易混入的Fe含有超过0.4质量％。因此，Fe的含量容易变高的再循环金属块的使用和纯度低的新金属块的使用变得容易。

以上说明的本发明的铝合金锻造材，能够作为上臂和下臂等的汽车底盘零件利用。

还有，图2(a)所示的汽车底盘零件1(上臂)，表示通过近净成形(nearnet shape forming)而铸造成大致三角形的例子。

若具体进行说明，则汽车底盘零件1的形状是，在三角形的各顶点部分，具有球窝接头等的接合部5a、5b、5c，由臂部2a、2b分别将其连接。臂部2a、2b在其宽度方向的各周边部(两侧端部)，具有贯穿臂部的各纵长方向延伸的肋。若参考图2说明，则臂部2a具有肋3a、3b，臂部2b具有肋3a、3c。另外，臂部2a、2b在其宽度方向的各中央部，具有贯穿臂部的各纵长方向而延伸的网状组织。若参考图2说明，则臂部2a具有网状组织4a，臂部2b具有网状组织4b。

各肋3a、3b、3c在汽车底盘零件中共通，但以比较窄的宽度且比较厚的厚度形成。相对于此，各网状组织4a、4b在汽车底盘零件中共通，但相比肋3a、3b、3c，以比较宽的宽度且比较薄的壁厚形成。因此，若例示臂部2a进行说明，则如图2(b)所示，为两纵壁部分相当于肋3a、3b，中央的横壁部分相当于网状组织4a的类似H型的截面形状。

接下来，对于本发明的铝合金锻造材的制造方法进行说明。

如图3所示，本发明的铝合金锻造材的制造方法包括如下工序：铸造工序S1；均质化热处理工序S2；加热工序S3；锻造工序S4；固溶处理工序S5；淬火工序S6；人工时效处理工序S7。通过该此顺序实施，能够制造所述的铝合金锻造材。

还有，在本发明的铝合金锻造材的制造方法中，如果是不阻碍本发明的预期效果的工序，则允许还含有其他工序。作为这样的工序，例如，能够例示，在均质化热处理工序与加热工序之间进行的压出工序，和在加热工序与锻造工序之间进行的锻制辊轧(forging roll)工序等。

铸造工序S1，是铸造具有所述组成的铝合金的铸锭的工序。关于组成已经详述，因此省略说明。

还有，氢量例如能够通过使用SNIF等的连续脱气装置，使氩气、氮气或氯气起泡，从而将铝合金100g中的含量控制在0.25ml以下(0.25ml/100gAl以下)。还有，氢量更优选控制在0.15ml/100gAl以下。

铸造工序S1，优选以加热温度710～810℃且铸造速度230～330mm/分钟进行。

若铸造工序S1的加热温度低于710℃，则花费熔解时间，不能高效率地作业。另外，若铸造工序S1的加热温度超过810℃，则作为氧化物的浮渣(dross)的发生量多，因为金属浮渣增加，所以不能高效率地获得铸锭。

若铸造速度低于230mm/分钟，铸造过于费时，没有效率。另外，若铸造速度超过330mm/分钟，则在铸锭中央部发生裂纹发生的危险提高。

还有，优选加热温度为710～750℃，铸造速度为200～300mm/分钟。

铸造能够通过连续铸造法、半连续铸造法、热顶铸造法等的熔融铸造法进行，但其中，优选以连续铸造法进行。

在本发明中，通过使Fe大量含有，可提高熔汤的粘性，抑制凝固收缩造成的收缩(shrinkage)的发生量。因此，能够使连续铸造的收缩裂纹难以产生。因此，作为铸造工序S1采用连续铸造法时，与铸造Fe的含量为0.4质量％以下的现有的铝合金的铸锭时相比较，能够将铸造速度加快5～30％左右。

其次进行的均质化热处理工序S2，是对于由所述铸造工序S1铸造的铸锭以420～560℃进行2.5～8小时均质化热处理的工序。

若均质化热处理工序S2的加热温度低于420℃，或加热时间低于2.5小时，则结晶物的渗透不足，结晶物的面积率变大，因此难以实现制品的高耐断裂韧性化。另一方面，若均质化热处理工序S2的加热温度超过560℃，或加热时间超过8小时，则虽然结晶物容易渗透，但分散粒子粗大化，因此不能使其均匀、微细且高密度地分散(以下，称为微细均匀分散。)。即，晶粒的微细化效果受损，因此平均晶粒直径变大。

还有，均质化热处理工序S2的加热温度优选为500～540℃，加热时间优选为4～8小时。

接着进行的加热工序S3，是对于经所述均质化热处理工序S2进行了均质化热处理的铸锭，以470～545℃进行0.5小时以上加热的工序。

如前述，像本发明这样Fe与Mn、Cr一起生成分散粒子(分散相)而具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果。因此，即使大量添加Fe，进行充分的加热工序S3，也可以使分散粒子的数量和和密度与现有材料为同程度，从而能够防止晶粒的粗大化，因此可以使晶粒维持微细的状态。因此，能够将耐断裂韧性、疲劳特性维持得达到与现有材料同程度。这一效果能够通过如下方式体现：如本发明在进行锻造工序S4前，以该加热工序S3充分加热铸锭，使Fe系结晶物固溶而使之减少，再使之微细化和圆形化。

若加热工序S3的加热温度低于470℃，或加热时间低于0.5小时，则如本发明这样大量含有Fe的铝合金锻造材的情况下，Fe系结晶物的固溶无法进行，因此不能使耐断裂韧性、疲劳特性维持得与现有材料同程度。另一方面，若加热温度545℃，则存在因加工时的放热而发生共晶熔融的危险，由于空隙发生导致机械的特性降低，因此不为优选。另外，由于高温的热处理导致分散粒子粗大化和低密度化，得不到晶粒微细化效果。优选加热工序S3的加热温度为520～545℃。

接着进行的锻造工序S4，是将经过所述加热工序S3加热和铸锭以锻造结束温度330℃以上，压下率50～95％进行锻造而得到规定的形状的锻造材料的工序。

若锻造工序S4的锻造结束温度低于330℃，则残留应变过多，因此容易发生再结晶，晶粒有可能粗大化。另外，若锻造工序S4的压下率低于50％，则铸造缺陷有可能不能压合，此外，不能充分减小晶粒和结晶物。若压下率超过95％，则加工率过高，因此有可能由于再结晶导致晶粒粗大化。还有，只要锻造结束温度在没有超过加热温度的范围，则优选尽可能高的方法。

锻造结束温度优选为370℃以上，压下率优选为70～90％。

这样条件的锻造，例如能够通过机械挤压和液压挤压进行。作为规定的形状，汽车底盘零件的情况下，能够形成例如图2(a)和(b)所示的大致三角形。当然，该规定的形状也可以是最终制品的形状。

接着进行的固溶处理工序S5，是将所述锻造工序S4中得到的锻造材以480～580℃进行超过0但在24小时以内的固溶处理的工序。通过该固溶处理，能够进行在后述的人工时效处理工序S7时用于体现强度的添加元素的固溶化，或能够提高来自结晶物的微细化带来的耐断裂韧性。

若固溶处理工序S5的加热温度低于480℃，或加热时间是0小时(即，完全没有进行时)，则固溶不充分，因此不能取得耐断裂韧性、强度(抗拉强度和0.2％屈服强度)、疲劳特性。另一方面，若固溶处理工序S5的加热温度超过580℃，或加热时间超过24小时，则晶粒粗大化，因此平均晶粒直径容易变大，不能取得耐断裂韧性、强度(抗拉强度和0.2％屈服强度)、疲劳特性。

还有，固溶处理工序S5的加热温度优选为540～560℃，加热时间优选为2.5～8.0小时。

接着进行的淬火工序S6，则将经所述固溶处理工序S5进行了固溶处理的锻造材在75℃以下进行淬火的工序。通过进行淬火，能够使强度提高。

若淬火工序S6的淬火温度超过75℃，则无法进行充分的淬火，以后述的人工时效处理工序S7不能使强度充分地提高。

还有，淬火温度的下限是，进行淬火的水的常温左右，即，15℃左右。

接着进行的人工时效处理工序S7，是将在所述淬火工序S6中进行了淬火的锻造材以160～250℃进行0.5～20小时人工时效处理的工序。还有，从锻造工序S4至该人工时效处理工序S7的处理，被称为所谓的T6处理。通过这一人工时效处理，能够得到例如作为汽车用底盘零件所需要的强度等。

若人工时效处理工序S7的加热温度低于160℃，或加热时间低于0.5小时，则不能取得充分的强度、疲劳特性和耐腐蚀性。另一方面，若人工时效处理工序S7的加热温度超过250℃，加热时间超过20小时，因成为过时效处理，因此反而不能取得充分的强度和延伸率。另外，耐断裂韧性和疲劳特性也降低。

还有，人工时效处理工序S7的加热温度优选为170～250℃，加热时间优选为3～12小时。

根据以上说明的本发明的铝合金锻造材的制造方法，虽然Fe的含量超过0.4质量％，也能够制造出与Fe的含量为0.4质量％以下的铝合金锻造材具有同等的耐断裂韧性和疲劳特性的铝合金锻造材。

【实施例】

接下来，借助满足本发明的要件的实施例和不满足要件的比较例，对于本发明的铝合金锻造材及其制造方法具体地加以说明。

通过半连续铸造，铸造具有下述表1、表2的铸锭编号1～53所示的组成的铝合金的铸锭(直径φ82mm的铸造棒)。半连续铸造的条件为，加热温度为720℃，铸造速度为280mm/分钟。

还有，在下述表1、表2中，“↓”表示引用上级单元所述的数值或记述。

【表1】

【表2】

以半连续铸造进行铸造的铸锭编号1～53的各铸锭，对外表面进行厚度3mm的端面铣削，切断成长度500mm后，以各个下述表3所示的各条件进行均质化热处理、加热、使用机械挤压的热态金属模具锻造、固溶处理、淬火、人工时效处理，分别制造成为锻造材1～53。

【表3】

作为锻造材1～53的平均晶粒直径(μm)、结晶物面积率(％)、平均结晶物尺寸(μm)、机械的特性、耐断裂韧性，评价摆锤冲击值(J/cm²)，作不疲劳特性，评价10⁷次周期的旋转弯曲疲劳强度(MPa)，和作为耐腐蚀性评价耐应力腐蚀裂纹性。还有，作为机械的特性，测量抗拉强度(MPa)、0.2％屈服强度(MPa)和延伸率(％)。

这些评价以如下方式进行。

平均晶粒直径(μm)，通过如下方式计算：对锻造材的切截面进行蚀刻后，用光学显微镜以50倍进行拍摄，在与晶粒直径的长轴直交的方向上引出直线，测量该直线上的晶粒数，用直线的距离除以测量的晶粒数(参照图1)。

平均晶粒直径在50μm以下为合格，超过50μm的不合格。

结晶物面积率(％)是用SEM拍摄400倍的BEI，通过图像分析进行计算。

结晶物面积率在3％以下为合格(○)，超过3％的为不合格(×)。

平均结晶物尺寸(μm)其求得是以SEM拍摄400倍的BEI，用分析软件使之换算成同面积的圆而计算平均尺寸。

平均结晶物尺寸在8μm以下为合格(○)，超过8μm的为不合格(×)。

机械的特性，是依据JIS Z 2201，沿着锻造材的纵长方向从任意的位置切割2片而制作拉伸试验片(L方向，4号试验片)，依据JIS Z 2241通过拉伸试验机进行测量，计算2个平均值而求得的机械的特性。

机械的特性，关于抗拉强度在320MPa以上为合格，低于320MPa为不合格，关于0.2％屈服强度，在290MPa以上为合格，低于290MPa为不合格，关于延伸率，在10％以上为合格，低于10％为不合格。

摆锤冲击值(J/cm2)其求得是依据JIS Z 2202，沿锻造材的纵长方向从任意的位置切下2片摆锤试验片(LT方向)，在长55mm的10mm方棒的中央，切入深2mm，前端R1mm的U切口，依据JIS B 7722利用摆锤试验机对其进行测量，计算2个的平均值。

摆锤冲击值在20J/cm²以上为合格，低于20J/cm²为不合格。

旋转弯曲疲劳强度，依据JIS Z 2274测量。旋转弯曲疲劳强度以10⁷周的强度进行评价，在115MPa以上为合格(○)，低于115MPa为不合格(×)。

耐应力腐蚀裂纹性，是制造C环状的试验片，依据ASTMG47的交互浸渍法的规定进行评价。此外，假设作为汽车底盘零件使用，模拟附加拉伸应力，沿C环状的试验片的ST方向，施加所述机械的特性的试验片的L方向的屈服强度的75％的应力。以此状态浸渍到盐水中并提起，反复进行30天，观察试验片上是否发生应力腐蚀裂纹。

耐应力腐蚀裂纹性，在试验片上没有发生应力腐蚀裂纹的为合格(○)，发生了应力腐蚀裂纹的为不合格(×)。

锻造材1～53的平均晶粒直径(μm)，结晶物面积率(％)，平均结晶物尺寸(μm)，机械的特性，摆锤冲击值(J/cm2)，旋转弯曲疲劳强度(MPa)和耐应力腐蚀裂纹性的评价结果显示在下述表4、表5。

【表4】

【表5】

如表4、表5所示，锻造材1～39因为完全满足本发明的要件，所以能够得到良好的评价结果。

另一方面，锻造材40～53因为不满足本发明的某一要件，因此不能得到良好的评价结果。

具体来说，锻造材40因为Si的含量超过上限，所以粗大的单质Si粒子结晶和析出，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材41因为Si的含量低于下限，所以晶粒粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材42因为Fe的含量超过上限，所以Al-Fe-Si系金属间化合物等的结晶物粗大化，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材43因为Fe的含量低于下限，所以不能取得防止晶粒的粗大化的效果，不能将晶粒保持在微细的状态。因此，平均晶粒直径不合格，另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材44因为Cu的含量超过上限，所以Al合金锻造材的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性显著提高。因此，耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材45因为Mg的含量超过上限，所以结晶物容易形成，其结果是，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材46因为Mg的含量低于下限，所以再结晶容易产生，发生晶粒的粗大化，其结果是平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材47因为Ti的含量超过上限，所以形成粗大的结晶物，其结果是，平均结晶物尺寸不合格。另外，摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材48因为Ti的含量低于下限，所以晶粒粗大化，其结果是，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材49因为Zn的含量超过上限，所以延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

锻造材50因为Mn的含量超过上限，所以粗大的结晶物生成，其结果是，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材51因为Cr的含量超过上限，所以生成粗大的结晶物，其结果是，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

锻造材52因为Zr的含量超过上限，所以晶粒粗大化，其结果是，平均晶粒直径不合格。另外，旋转弯曲疲劳强度不合格。

还有，即使锻造材53其化学成分和组成满足本发明的要件，但氢量超过0.25ml/100gAl，因此铸锭内部发生气泡，强度、延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度降低。

接着，采用能够得到良好评价结果的铸锭编号5的组成，进行制造条件的研究。这时氢量为0.10ml/100gAl。

在下述表6、表7中表示制造条件。

还有，在下述表6、表7，“↓”表示引用上级单元所述的数值。

【表6】

【表7】

与上述同样地评价制造编号1～38的平均晶粒直径(μm)、结晶物面积率(％)，平均结晶物尺寸(μm)、机械的特性、摆锤冲击值(J/cm²)、旋转弯曲疲劳强度(MPa)和耐应力腐蚀裂纹性。

评价结果显示在下述表8、表9中。

【表8】

【表9】

如表8、表9所示，制造编号1～19因为全部满足本发明的要件，所以能够得到良好的评价结果。

另一方面，制造编号20～38因为满足本发明的某一要件，所以不能取得良好的评价结果。

具体来说，制造编号20因为铸造工序的铸造速度快，所以发生铸造裂纹。因此，不能测量平均晶粒直径等。

制造编号21因为均质化热处理工序的加热温度超过上限，所以分散粒子粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号22因为均质化热处理工序的加热温度低于下限，所以结晶物的渗透不足，结晶物变大。因此，结晶物面积率，平均结晶物尺寸不合格。另外，摆锤冲击值，旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号23因为均质化热处理工序的加热时间超过上限，所以分散粒子粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号24因为均质化热处理工序的加热时间低于下限，所以结晶物的渗透不足，结晶物变大。因此，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号25因为加热工序的加热温度超过上限，所以分散粒子粗大化和低密度化，得不到晶粒微细化效果，其结果是平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号26因为加热工序的加热温度低于下限，所以Fe系结晶物的固溶进行，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号27因为加热工序的加热时间低于下限，Fe系结晶物的固溶进行，结晶物面积率、平均结晶物尺寸不合格。另外，摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号28因为锻造工序的锻造结束温度低于下限，所以发生再结晶而使晶粒粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号29因为锻造工序的压下率超过上限，所以由于再结晶导致晶粒粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号30因为锻造工序的压下率低于下限，所以不能使晶粒小至50μm，或不能使结晶物细小。因此，平均晶粒直径和平均结晶物尺寸不合格。另外，抗拉强度，0.2％屈服强度，旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号31因为固溶处理工序的加热温度超过上限，所以晶粒粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号32因为固溶处理工序的加热温度低于下限，所以固溶不充分，因此结晶物面积率不合格，另外，抗拉强度，0.2％屈服强度、摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号33因为固溶处理工序的加热时间超过上限，所以晶粒粗大化，平均晶粒直径不合格。另外，抗拉强度、0.2％屈服强度不合格。

制造编号34因为淬火工序的淬火温度超过上限，所以未进行充分的淬火，不以使强度充分提高。因此，抗拉强度、0.2％屈服强度、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号35因为人工时效处理工序的加热温度超过上限，所以成为过时效处理，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率降低，不合格。另外，摆锤冲击值、旋转弯曲疲劳强度不合格。

制造编号36因为人工时效处理工序的加热温度低于下限，所以抗拉强度、0.2％屈服强度无法充分提高，不合格。另外，耐应力腐蚀裂纹性不合格。

制造编号37因为人工时效处理工序的加热时间超过上限，所以成为过时效处理，抗拉强度、0.2％屈服强度、延伸率降低，不合格。另外，摆锤冲击值不合格。

制造编号38因为人工时效处理工序的加热时间低于下限，所以0.2％屈服强度无法充分提高，不合格。另外，旋转弯曲疲劳强度、耐应力腐蚀裂纹性不合格。

Claims

1.一种铝合金锻造材，其特征在于，含有Si：0.4质量％以上但在1.5质量％以下、Fe：超过0.4质量％但在1.0质量％以下、Cu：0.40质量％以下、Mg：0.8质量％以上但在1.3质量％以下、Ti：0.01质量％以上但在0.1质量％以下，

并且，将Zn限制在0.05质量％以下，

还含有从Mn：0.01质量％以上但在1.0质量％以下、Cr：0.1质量％以上但在0.4质量％以下和Zr：0.05质量％以上但在0.2质量％以下的群中选择的至少一种元素，

并且，将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，

余量由不可避免的杂质和Al构成，

在所述铝合金锻造材中，平均晶粒直径为50μm以下，结晶物面积率为3％以下，平均结晶物尺寸为8μm以下。

2.一种铝合金锻造材的制造方法，是用于制造权利要求1所述的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，包括：

以710～810℃的加热温度且230～330mm/分钟的铸造速度，铸造铝合金铸锭的铸造工序，

其中，该铝合金含有Si：0.4质量％以上但在1.5质量％以下、Fe：超过0.4质量％但在1.0质量％以下、Cu：0.40质量％以下、Mg：0.8质量％以上但在1.3质量％以下、Ti：0.01质量％以上但在0.1质量％以下，

并且，将Zn限制在0.05质量％以下，

并且，将氢量限制在0.25ml/100gAl以下，

余量由不可避免的杂质和Al构成；

在420～560℃对所述铸锭进行2.5～8小时均质化热处理的均质化热处理工序；

在470～545℃对经过所述均质化热处理的铸锭进行0.5小时以上加热的加热工序；

以330℃以上的锻造结束温度、50～95％的压下率对经过所述加热的铸锭进行锻造而得到规定形状的锻造材的锻造工序；

在480～580℃对所述锻造材进行超过0但在24小时以内的固溶处理的固溶处理工序；

在75℃以下对经过所述固溶处理的锻造材进行淬火的淬火工序；

在160～250℃对经过所述淬火的锻造材进行0.5～20小时人工时效处理的人工时效处理工序。