JP2003277868A - 耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 厳しい使用環境下や腐食環境下にあって
も、製品とフラッシュとの切断面の部分やその近傍に、
応力腐食割れが生じず、かつ高強度、高靱性であるAl合
金鍛造材および鍛造材用素材を提供することを目的とす
る。 【解決手段】 Mg:0.6〜1.8%、Si:0.4〜1.8%を含み、
更に、Mn:0.01 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZr:0.1〜0.
2%の一種または二種以上を含み、残部Alおよび不可避的
不純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、人工
時効処理後のアルミニウム合金鍛造材の、0.2%耐力が30
0MPa以上およびシャルピー衝撃値が10J/cm ² 以上であ
り、更に、製品2 とフラッシュ3 との切断面5aの組織に
おける、型割り面4 に垂直な方向の結晶粒径であって、
この結晶粒径の内の最大のものが400μm 以下であるこ
とである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、輸送機の構造材部
品に好適な、耐応力腐食割れ性などの耐食性に優れたAl
-Mg-Si系高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 (以下、
アルミニウムを単にAlと言う) および鍛造材用素材に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】周知の通り、車両、船舶、航空機、自動
二輪あるいは自動車などの輸送機の構造材乃至部品用と
して、JIS 6000系(Al-Mg-Si 系) などのAl合金が使用さ
れている。このJIS 6000系Al合金は、比較的耐食性にも
優れており、また、スクラップをJIS 6000系Al合金溶解
原料として再利用できるリサイクル性の点からも優れて
いる。

【０００３】前記輸送機の構造材を例にとると、製造コ
ストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、Al合金
鋳造材やAl合金鍛造材が用いられる。この内、より高強
度で高靱性などの機械的性質が要求される部品には、Al
合金鍛造材が主として用いられる。そして、これらAl合
金鍛造材は、Al合金鋳造材を均質化熱処理後、メカニカ
ル鍛造、油圧鍛造などの熱間鍛造し、その後T6などの調
質処理が施されて製造される。なお、鍛造素材には、鋳
造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。

【０００４】近年、これら輸送機の構造材においても、
より薄肉化させた上での高強度化や高靱性化が求められ
ている。しかし、現状でこれら用途に使用されているJI
S 6000系Al合金鍛造材では、どうしても強度や靱性不足
が生じてしまう。

【０００５】このため、従来からAl合金材料の側を改善
することが行われている。例えば、特開平06-256880 号
公報では、Al合金鍛造材用鋳造材として、JIS 6000系(A
l-Mg-Si 系) 鋳造材のMg、Si等の成分を規定するととも
に、晶析出物 (晶出物や析出物) の平均粒径を8 μm 以
下と小さくし、かつデンドライト二次アーム間隔(DAS)
を40μm 以下と細かくして、Al合金鍛造材をより高強度
で高靱性化することが提案されている。

【０００６】しかし、この従来技術で得られるAl合金鍛
造材の強度や靱性は、JIS 6061や6151などのAl合金など
よりも向上しているものの、より薄肉化させた上での高
強度化や高靱性化の要求レベルに対しては、今だ不足す
る。

【０００７】これに対し、本発明者らは、Al合金鍛造材
のより薄肉化させた上での高強度化や高靱性化のため
に、特願平10-238564 号や特願平11-224024 号によっ
て、Mg:0.6〜1.6% (質量% 、以下同じ) 、Si:0.4乃至0.
6 〜1.8%、Cu:0.01 乃至0.1 〜1.0%を含むとともに、Fe
を0.25% 乃至0.30% 以下に規制し、更にMn:0.15 〜0.6
%、Cr:0.1〜0.2%、Zr:0.1〜0.2%の一種または二種以上
を選択的あるいは必須に含み、残部Alおよび不可避的不
純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、Mg₂Si
とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系などの晶析出物の合計の面
積率が単位面積当たり1.5%以下であり、耐力 (σ_0.2)の
平均値が350N/mm²以上およびシャルピー衝撃値の平均値
が30J/cm² 以上を達成できる高強度で高靱性なAl合金鍛
造材を提案した。

【０００８】これらの発明では、過剰Si量を多くし、あ
るいはCuのような高強度化元素を添加して鍛造材の高強
度化を図るとともに、鋳造材の晶析出物の内、鍛造され
たAl合金組織の破壊の起点となる特定の晶析出物、Mg₂S
i およびAl-Fe-Si-Mn 、Al-Fe-Si-Cr 、Al-Fe-Si-Zr 等
のAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶析出物を、互いに間隔
を開けて分散させる（晶析出物の合計の面積率で規定す
る）ことにより、高い靱性を確保するものである。

【０００９】しかし、前記したように、過剰Siを多くし
たり、あるいはCuのような高強度化元素を含んだ場合に
は、Al合金鍛造材の組織の、粒界腐食や応力腐食割れの
感受性が著しく高くなり、耐食性が低下するという、別
の問題が生じる。そして、この耐食性低下の問題は、構
造材としての基本的な要求特性である耐久性や信頼性に
かかわる問題として重大となる。

【００１０】例えば、輸送機などの構造材は、基本的に
無塗装 (裸) で使用されるとともに、自動車などの輸送
機の走行乃至使用環境としても、海水や塩水を含み、氷
点下以下の低温から真夏の高温までの、厳しい塩水腐食
環境下となる。そして、これら構造材は、これら塩水腐
食環境下で、荷重乃至応力、或いは衝撃が付加された状
態で使用される。そして、これらの条件は、全て粒界腐
食や更には応力腐食割れを著しく促進する要因となる。

【００１１】更に、輸送機などの構造材では、構成がAl
合金鍛造材だけではなく、Al合金よりも貴な鋼などの他
の金属材料と組み合わせたり、接合されて用いられるこ
とも多い。そして、このように、Al合金鍛造材がAl合金
よりも貴な他の金属材料と接合されて、かつ腐食環境下
で、荷重乃至応力、或いは衝撃が付加された状態で使用
される場合には、粒界腐食や、更には応力腐食割れを、
非常に生じやすい使用環境となっている。

【００１２】この応力腐食割れなどに対し、本発明者ら
は、また、特願平11-285372 号によって、前記本発明者
らの発明を、更に、Cu:0.25%以下、Mn:0.05%以下、Fe:
0.30%以下、水素:0.25 cc/100g Al以下に各々規制し、
また、粒界上に存在するMg₂SiやAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)
系の晶析出物 (晶出物や析出物) の平均粒径を1.2 μm
以下とするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔
を3.0 μm 以上とした、耐食性に優れた高強度高靱性Al
合金鍛造材を提案した。

【００１３】この特願平11-285372 号では、前記特開平
06-256880 号公報のような、鋳塊の晶析出物の平均粒径
を小さくするだけではなく、晶析出物を間隔を開けて分
散しさせる形態制御によって、靱性の向上と、粒界腐食
や応力腐食割れを向上させている。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、これら提案の
耐食性に優れた高強度高靱性Al合金鍛造材であっても、
前記厳しい腐食環境下では、使用中の鍛造材の特定部位
に特に応力腐食割れが発生しやすいことを本発明者らは
知見した。

【００１５】この鍛造材の特定部位とは、図1 に示す、
時効処理後のAl合金鍛造材1 の、製品2 とフラッシュ3
との切断面5aの部位である。

【００１６】図2 に示すように、Al合金鍛造材1 は、通
常、金型鍛造における上型7 と下型8 の金型によって、
両金型の境界にできる境界面 (分割する面) である型割
り面4(パーティングラインとも言う) と、上型7 と下型
8 の金型との隙間から余分なAl合金を鍛造中に排出する
空間であるガッタ9 と、フラッシュスタンドと称される
一定の隙間10を設けて鍛造される。このようにして鍛造
されたAl合金鍛造材1には、上記ガッタ9 内に、必然的
に、フラッシュと称されるバリ3 が生じる。このフラッ
シュ3 は、鍛造後、トリムライン (フラッシュ切断線)5
において、製品2 と分離切断される。

【００１７】しかして、本発明者らは、このフラッシュ
切断線5 上にある、製品とフラッシュとの (型割り面4
に対し垂直な) 切断面5aやその近傍が、使用中のAl合金
鍛造材製品2 における外表面となって、かつ、使用中
に、型割り面4 に対し垂直な方向 (切断面5aの方向) に
引張応力が付加される場合、特に応力腐食割れが発生し
やすいことを知見した。

【００１８】図1 に示すように、Al合金鍛造材1 の製品
2 の各メタルフロー (鍛流線)6は、メタルフロー6 同士
の間隔が狭くなって、そのままフラッシュ3 内に流入し
ている。しかし、鍛造工程において、鍛造素材である鋳
造材の均質化熱処理や熱間鍛造などの条件によっては、
前記製品とフラッシュとの切断面5aやその近傍の部分の
結晶粒が粗大化する場合がある。そして、この切断面5a
やその近傍の部分の結晶粒粗大化が生じた場合であっ
て、前記切断面5aやその近傍が使用中に外表面となった
り、前記引張応力が付加される場合には、前記した厳し
い腐食環境との相乗効果で、この部分に応力腐食割れが
発生する可能性が高くなる。

【００１９】この様な事情に鑑み、本発明の目的は、前
記厳しい使用環境下や腐食環境下にあっても、前記製品
とフラッシュとの切断面の部分やその近傍に、応力腐食
割れが生じず、かつ高強度、高靱性であるAl合金鍛造材
および鍛造材用素材を提供しようとするものである。

【００２０】

【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
に、本発明Al合金鍛造材の要旨は、Mg:0.6〜1.8%、Si:
0.4〜1.8%を含み、更に、Mn:0.01 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2
%およびZr:0.1〜0.2%の一種または二種以上を含み、残
部Alおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛
造材であって、人工時効処理後のアルミニウム合金鍛造
材の、0.2%耐力が300MPa以上およびシャルピー衝撃値が
10J/cm² 以上であり、更に、製品とフラッシュとの切断
面の組織における、型割り面に垂直な方向の結晶粒径で
あって、この結晶粒径の内の最大のものが400 μm 以下
であることとする。

【００２１】本発明のAl合金鍛造材の組織規定は、鋳造
材のデンドライト二次アーム間隔などの組織規定を除
き、全て、人工時効処理後のAl合金鍛造材組織について
規定している。

【００２２】本発明で言うAl合金鍛造材の製品とフラッ
シュとの切断面とは、前記した通り、図1 や後述する図
4 に示すAl合金鍛造材1 の、製品2 とフラッシュ3 との
切断線5 に沿った、切断面部位5aである。そして、この
切断面5aの組織における型割り面に垂直な方向(ST 方
向) の結晶粒径とは、型割り面に垂直な方向の結晶粒径
であり、垂直な切断線5 の方向に沿った垂直方向の結晶
粒径である。そして、この切断面5aの組織において、種
々の大きさを有する結晶粒径の内で、最大の粒径の結晶
のものが400 μm 以下、好ましくは200 μm 以下である
と本発明では規定する。

【００２３】そして、この切断面5aの組織における、型
割り面に垂直な方向の結晶粒径は、切断面5aのエッチン
グによって、結晶の粒界が鮮明化するため、目視あるい
は顕微鏡観察によって、粒径の測定および評価が可能で
ある。

【００２４】本発明者らは、この切断面5a部分の型割り
面に垂直な方向の結晶粒径が、前記厳しい腐食環境や使
用環境における、この切断面5a部分の耐応力腐食割れ性
を支配する主要な因子であることを知見した。したがっ
て、本発明では、前記した応力腐食割れの原因となる結
晶粒粗大化を、この切断面5a部分の前記型割り面に垂直
な方向の結晶粒径で評価し、この結晶粒径を微細化する
ことによって、前記厳しい腐食環境や使用環境における
応力腐食割れを防止する。

【００２５】本発明者らは、また、この切断面5a部分の
型割り面に垂直な方向の結晶粒径が鍛造 (製造) 工程中
に、耐応力腐食割れ性の限界を越えて粗大化し易いこ
と、そして、耐応力腐食割れ性に対して限界である前記
最大結晶粒径が400 μm であることを合わせて知見し
た。

【００２６】そして、本発明では、前記輸送機などの鍛
造材用途から基本的に要求される強度と靱性とを確保す
るために、人工時効処理後のアルミニウム合金鍛造材
の、0.2%耐力 (σ_0.2)を300MPa以上およびシャルピー衝
撃値を10J/cm² 以上とする。

【００２７】前記鍛造工程中における切断面5a部分の型
割り面に垂直な方向の結晶粒径 (以下、単に、切断面の
結晶粒径と言う) の粗大化を防止して、前記範囲に微細
化させるためには、熱間鍛造前の均質化熱処理において
生じる、後述する分散粒子の結晶粒内での存在状態も重
要となる。即ち、前記切断面の結晶粒径の粗大化防止
と、前記最大結晶粒径を400 μm 以下の範囲に微細化さ
せるために、結晶粒内に微細な前記分散粒子を比較的多
数分散存在させることが好ましい。

【００２８】より具体的には、前記請求項4 のように、
前記鍛造材組織の、結晶粒界上に存在するAl-Fe-Si-(M
n、Cr、Zr) 系などの晶析出物の平均粒径を1.2 μm 以
下とするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を3.
0 μm 以上とし、更に、結晶粒内の分散粒子の平均サイ
ズが1100オングストローム (Å) 以下であるとともに、
50オングストローム以上のサイズの分散粒子を10個/ μ
m³以上存在させることが好ましい。

【００２９】そして、この請求項4 のような分散粒子の
微細分散状態とするためには、前記請求項2 に記載のよ
うに、鍛造素材であるAl合金鋳塊の均質化熱処理温度を
500〜 550℃とすることが好ましい。

【００３０】また、同じく、前記請求項3 に記載のよう
に、均質化熱処理後のAl合金鋳塊の熱間鍛造開始温度を
350 〜 450℃とすることが好ましい。

【００３１】一方、本発明Al合金鍛造材を高靱性化させ
るために、前記請求項5 に記載した通り、デンドライト
二次アーム間隔(DAS) が30μm 以下となるように鋳造し
た鋳塊を用いることが好ましい。また、同じく、Al合金
鍛造材を高靱性化させるためには、請求項6 に記載した
通り、前記鋳塊を押出或いは圧延により加工後に鍛造す
ることも好ましい。

【００３２】以上のような本発明Al合金鍛造材は、特に
耐応力腐食割れ性が低下しやすい、前記請求項7 に記載
のような、切断面5a部分に対しST方向に引張応力が付加
されて使用されるAl合金鍛造材や、前記請求項10に記載
のような、輸送機の構造材用であるAl合金鍛造材に好適
である。

【００３３】また、特に靱性が低下しやすい、前記請求
項8 に記載のような、鋳塊からの加工率が75% 未満の部
位を有したり、前記請求項9 に記載のような、切断面5a
部分のST方向の厚みが30mm以上であるようなAl合金鍛造
材に好適である。

【００３４】更に、前記請求項１乃至10の何れか１項に
記載の鍛造材用素材としての本発明請求項11の要旨は、
アルミニウム合金鋳塊からなるとともに、Mg:0.6〜1.8
%、Si:0.4〜1.8%を含み、更に、Mn:0.1〜0.6%、Cr:0.1
〜0.2%およびZr:0.1〜0.2%の一種または二種以上を含
み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、鋳塊組織に
おけるデンドライト二次アーム間隔が30μm 以下である
こととする。

【００３５】そして、Al合金鍛造材を高靱性化させるた
めには、請求項12に記載した通り、前記鋳塊を更に熱間
押出或いは熱間圧延により加工して鍛造材用素材とする
ことも好ましい。

【００３６】

【発明の実施の形態】本発明では、高強度高靱性化した
Al合金鍛造材の、前記腐食環境下での使用であっても、
粒界腐食感受性を低く抑制するために、Al合金組成を規
定すると同時に、Al合金鍛造材組織の内、製品とフラッ
シュとの切断面の組織における型割り面に垂直な方向の
結晶粒径であって、この結晶粒径の内の最大のものの大
きさを400 μm 以下、好ましくは200 μm 以下に規制す
る。

【００３７】(製品とフラッシュとの切断面組織におけ
る型割り面に垂直な方向の結晶粒径)先ず、本発明Al合
金鍛造材の、製品とフラッシュとの切断面の組織におけ
る型割り面に垂直な方向の結晶粒径、および、この結晶
粒径を微細に制御するために好ましい結晶粒内での分散
粒子の分布状態を以下に説明する。

【００３８】なお、鍛造材の部位の中でも、最も結晶粒
が粗大化しやすい、製品とフラッシュとの切断面の組織
における型割り面に垂直な方向の最大結晶粒径( 以下、
単に、切断面の最大結晶粒径と言う) を、本発明で規定
する400 μm 以下、好ましくは200 μm 以下の範囲とす
れば、鍛造材の他の部位においても、必然的に本発明で
規定する範囲となる。逆に、鍛造材の他の部位の型割り
面に垂直な方向の最大結晶粒径を400 μm 以下の範囲と
しても、切断面の最大結晶粒径が400 μm 以下となる保
証は無い。むしろ、前記した従来技術の課題から、鍛造
材の他の部位を前記本発明範囲内としても、切断面の最
大結晶粒径の方が前記本発明範囲から外れる可能性が高
い。

【００３９】本発明では、Al合金鍛造材の切断面の最大
結晶粒径を400 μm 以下とする。この切断面の最大結晶
粒径が400 μm を越えた場合、より厳しくは200 μm を
越えた場合、鍛造材の切断面における耐応力腐食割れ性
が著し低下する。

【００４０】この切断面の最大結晶粒径は、前記した通
り、切断面の化学エッチングによって、結晶の粒界を鮮
明化させ、5 〜400 倍の投影機および光学顕微鏡によっ
て、材質のバラツキを考慮するため、各Al合金鍛造材毎
に1 視野、20個のロッドのAl合金鍛造材の20視野観察に
よって行う。そして評価は、これら鍛造製品ごとの切断
面の観察結果の最大値によって行う。なお、結晶粒界の
判別が困難な場合は、切断面を電解エッチング後、5 〜
400 倍の偏光顕微鏡を用いて測定する。

【００４１】(結晶粒内分散粒子)そして、鍛造工程中に
おける切断面の最大結晶粒径の粗大化を防止して、400
μm 以下と微細化させるために、熱間鍛造前の均質化熱
処理において生じる分散粒子を結晶粒内において微細分
布させる。化合物名は後述する、これら分散粒子は、亜
結晶粒化ならびに再結晶後の粒界移動を妨げる (ピン止
め) 効果があるため、Al合金鍛造材の組織、特に切断面
の結晶粒を微細な結晶粒や亜結晶粒とすることができ
る。

【００４２】この分散粒子による前記切断面の結晶粒の
粗大化防止効果発揮には、結晶粒内の分散粒子の平均サ
イズが1100オングストローム (Å) 以下であるととも
に、50オングストローム以上のサイズの分散粒子を10個
/ μm³以上の密度で存在させることが好ましい。分散粒
子自体が粗大化したり、分散粒子自体の数が不足して、
前記規定を満足しない場合、前記結晶粒微細化効果が得
られず、切断面の結晶粒が粗大化してしまう可能性があ
る。なお、分散粒子のサイズ (大きさ) は一個の分散粒
子の最大の長さとし、前記分散粒子の平均サイズも50オ
ングストローム以上のサイズの分散粒子の平均サイズと
する。

【００４３】この分散粒子の結晶粒内における大きさと
密度の測定は、前記切断面の組織を、5000〜20000 倍程
度の透過型電子顕微鏡(TEM) により観察し、材質のバラ
ツキを考慮するため、各Al合金鍛造材毎に2 視野、10個
のロッドのAl合金鍛造材の20視野観察によって行う。こ
こにおいて、本発明で言う分散粒子の結晶粒内における
大きさとは分散粒子の最大長さとする。また、密度と
は、前記20視野の合計体積での分布を単位体積(1μm³)
当たりに換算したものである。

【００４４】Al合金鍛造材の前記切断面5aの組織におけ
る分散粒子の結晶粒内における分布状況を図6 と図7 に
示す。図6 (a) 、(b) は前記切断面の組織の20000 倍の
TEMによる組織写真 (写真を映して図面化したもの) で
あり、結晶粒内における黒点で示される分散粒子の分布
状況を示す。

【００４５】図6 (a) は後述する実施例のAl合金鍛造材
(図3)および表2 の比較例9 の切断面5aの組織であり、
比較的分散粒子の平均サイズが比較的大きく、かつ個数
が比較的少ない。一方、前記図6(b)のAl合金鍛造材の切
断面5aの組織は、後述する実施例表2 の発明例6 であ
り、比較的分散粒子の平均サイズが比較的小さくかつ個
数が比較的多い (密度が高い) 。

【００４６】(粒界上の晶析出物)次に、本発明Al合金鍛
造材組織の粒界上の晶析出物の平均粒径と平均間隔につ
いて以下に説明する。本発明では、人工時効処理後のAl
合金鍛造材の靱性を向上させ、0.2%耐力 (σ_0.2)が300M
Pa以上およびシャルピー衝撃値が10J/cm² 以上を確保す
るために、および耐応力腐食割れ性の向上のために、Al
合金鍛造材の粒界上の晶析出物の平均粒径と平均間隔に
ついて、好ましい範囲を規定する。即ち、Al合金鍛造材
の、粒界上に存在するMg₂Si やAl-Fe-Si系金属間化合
物、単体Siなどの晶析出物 (晶出物や析出物) の平均粒
径を1.2 μm 以下とするとともに、これら晶析出物同士
の平均間隔を3.0 μm 以上とすることが好ましい。

【００４７】これら粒界上の晶析出物同士の平均間隔が
3.0 μm 未満の場合、例えば、前記特開平06-256880 号
公報のような晶析出物の平均粒径を小さくするだけの形
態制御では、たとえ晶析出物の平均粒径が1.2 μm 以下
と小さくても、互いの間隔が小さく密集した状態乃至つ
ながった状態となり、前記靱性や疲労特性および耐応力
腐食割れ性を向上させることができない。

【００４８】また、晶析出物同士の間隔を3.0 μm 以上
としても、晶析出物の平均粒径が1.2 μm を越える場
合、結果として、晶析出物が密集した状態乃至つながっ
た状態となり、前記靱性や疲労特性および耐応力腐食割
れ性を向上させることができない。

【００４９】即ち、晶析出物が粒界上に密に存在すると
靱性や疲労特性等の機械的特性を劣化させる。また、こ
れら晶析出物自身および周囲が、鍛造材の使用中に前記
腐食環境下で溶出するため、応力腐食割れを生じやすく
なる。これに対し、晶析出物の平均粒径が大きくても、
それが間隔を開けて分散している (まばらに存在する)
ならば、晶析出物を起点とする亀裂の連結が生じにくく
なり、靱性や疲労特性の向上に寄与し、更に前記腐食環
境下で各々の晶析出物自身および周囲の溶出による腐食
面の連結が生じにくくなる。

【００５０】なお、実際のAl合金鍛造材では、メカニカ
ル鍛造などの熱間鍛造によっても、鍛造材部品の大きさ
や形状、厚み、或いは部品の部位によっては、加工率が
低くなる場合がある。例えば、自動車用のサスペンショ
ン部品としてのアーム類のような形状の場合、50% 程度
の低い加工率にしかならない場合がある。そして、この
加工率が低い部位では、鍛造されても鋳造組織が残るた
めに、加工率が高い他の部位に比して、特に靱性や疲労
特性は、必然的に低くなる傾向にある。

【００５１】このような特に靱性や疲労特性が低下しや
すい、鋳塊からの加工率が75% 未満の部位を有したり、
前記切断面のST方向の厚みが30mm以上であるようなAl合
金鍛造材の場合に、特に、本発明の粒界上に存在する晶
析出物の平均粒径と晶析出物同士の平均間隔の制御は、
高靱性、高疲労特性化させるために好適である。

【００５２】そして、この晶析出物の大きさ制御と、晶
析出物が互いに間隔を開けて分布している（晶析出物の
互いの間隔が小さく密集した状態乃至つながった状態で
はない）状況に良く対応する指標として、本発明では、
晶析出物の平均粒径と、該晶析出物間の平均間隔を選択
する。以上の晶析出物制御の部分は、特願平11-285372
号と同じ内容である。

【００５３】これら晶析出物の平均粒径と、晶析出物間
の平均間隔の測定は、Al合金鍛造材の組織を、400 倍程
度の光学顕微鏡または500 倍程度の走査型電子顕微鏡(S
EM)により、材質のバラツキを考慮するため、Al合金鍛
造材毎に前記切断面の1 箇所づつ、Al合金鍛造材20個
(20視野) について、測定した目視観察乃至画像解析結
果の平均によって行う。

【００５４】ここにおいて、本発明で言う粒界上の晶析
出物の平均粒径とは、前記各視野の粒界上で測定でき
る、粒界上に存在する前記晶析出物粒子の平均の長さを
言い、前記各視野で測定される平均の長さを、前記20視
野で平均値化したものとする。

【００５５】また、本発明で言う晶析出物間の間隔と
は、各視野で測定される粒界の長さを、各視野の粒界上
に観察される晶析出物粒子の数で除した値を、前記20視
野で平均値化したものとする。

【００５６】なお、前記腐食環境下でのAl合金鍛造材の
耐応力腐食割れ性は、粒界腐食性に一義的に対応してお
り、Al合金鍛造材の耐応力腐食割れ性を評価することが
粒界腐食感受性の評価にもつながる。

【００５７】(Al合金鋳塊組織)次に、本発明Al合金鍛造
材用の素材としてのAl合金鋳塊組織について以下に説明
する。本発明における鍛造材用の鋳塊組織は、Al合金鍛
造材の高靱性、高疲労特性化を保証するために、鋳塊の
デンドライト二次アーム間隔(DAS) を30μm 以下とする
ことが好ましい。これにより、Al合金鋳塊およびAl合金
鍛造材の結晶粒を微細化させるとともに、特に晶出物の
合計の面積率を低くし、Al合金鍛造材の靱性を向上させ
る。この鋳塊のデンドライト二次アーム間隔(DAS) が30
μm を越えて大きくなった場合、鋳塊からの加工率 (鋳
塊を鍛造のみ行う場合や、鋳塊を押出や圧延後鍛造する
場合の全体の加工率) が70% 以下などの、加工率の低い
部位が存在した場合に、晶出物を微細化できず、Al合金
鍛造材全体の疲労特性や靱性を向上させることができな
い危険性がある。

【００５８】なお、本発明の鍛造材用の素材とは、鋳塊
ままのもの、鋳塊を均質化熱処理したもの、更に鋳塊を
均質化熱処理後一旦押出加工や圧延加工したもの等を含
む。また、鋳塊乃至鍛造材用素材の形状は、丸棒などの
インゴットやスラブ形状、或いは成品形状に近いニアネ
ットシェイプ等があり、特に制限されるものではない。

【００５９】次に、本発明Al合金鍛造材乃至鍛造材用の
素材における、化学成分組成について説明する。本発明
のAl合金は、自動車、船舶などの輸送機材や構造材ある
いは部品用として、高強度、高靱性および耐応力腐食割
れ性などの高い耐久性を保証する必要がある。

【００６０】したがって、本発明Al合金鍛造材の化学成
分組成は、Al-Mg-Si系のJIS 6000系Al合金の成分規格
(JIS 6101、6111、6003、6151、6061、6N01、6063など)
に相当するものとして、基本的にはMg:0.6〜1.6%、Si:
0.4〜1.8%を含み、Mn:0.1〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZ
r:0.1〜0.2%の一種または二種以上を含む。なお、各元
素量における% 表示はすべて質量% の意味である。

【００６１】しかし、JIS 6000系Al合金の各成分規格通
りにならずとも、前記本発明の諸特性を阻害しない範囲
で、更なる特性の向上や他の特性を付加するための、他
の元素を適宜含むなどの成分組成の変更は適宜許容され
る。また、溶解原料スクラップなどから必然的に混入さ
れる不純物も、本発明鍛造材の品質を阻害しない範囲で
許容される。

【００６２】次に、本発明Al合金鍛造材の各元素の含有
量について、臨界的意義や好ましい範囲について説明す
る。

【００６３】Mg:0.6〜1.8%。 Mgは人工時効処理により、Siとともにβ''相ならびに
β' 相として析出し、最終製品使用時の高強度 (耐力)
を付与するために必須の元素である。Mgの0.6%未満の含
有では、人工時効処理時の時効硬化量が低下する。一
方、1.8%を越えて含有されると、強度 (耐力) が高くな
りすぎ、鍛造性を阻害する。また、溶体化処理後の焼き
入れ途中に多量のMg₂ Siや単体Siが析出しやすく、粒界
上に存在する晶析出物の平均粒径を1.2 μm 以下とする
とともに、これら晶析出物同士の平均間隔を3.0 μm 以
上とすることができない。したがって、Mgの含有量は0.
6 〜1.8%の範囲とする。

【００６４】Si:0.4〜1.8%。 SiもMgとともに、人工時効処理により、β''相ならびに
β' 相として析出して、最終製品使用時の高強度 (耐
力) を付与するために必須の元素である。Siの0.4%未満
の含有では人工時効処理で十分な強度が得られない。一
方、1.8%を越えて含有されると、鋳造時および溶体化処
理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Si粒子が晶出および
析出して、前記した通り、耐食性と靱性を低下させる。
また、過剰Siが多くなって、粒界上に存在する晶析出物
の平均粒径を1.2 μm 以下とするとともに、これら晶析
出物同士の平均間隔を3.0 μm 以上とすることができ
ず、高耐食性と高靱性、高疲労特性を得ることができな
い。更に伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。した
がって、Siの含有量は0.4 〜1.8%の範囲とし、この範囲
の中でも、Mg含有量との関係で、できるだけ過剰Siは少
なくすることが好ましい。

【００６５】Mn:0.01 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZr:
0.1〜0.2%の一種または二種以上。 これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造
時に、Fe、Mn、Cr、Zr、Si、Alなどがその含有量に応じ
て選択的に結合したAl-Mn 系、Al-Cr 系、Al-Zr 系金属
間化合物であり、(Fe 、Mn、Cr)₃SiAl₁₂、Al₃Zr 、(AlS
i)₃Zr に代表される分散粒子 (分散相) を生成する。

【００６６】これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を
妨げる効果があるため、前記切断面のST方向の結晶粒の
粗大化を防止するとともに、本発明Al合金鍛造材全体に
渡って、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。
この結果、特に前記切断面のST方向の最大結晶粒を400
μm 以下、好ましくは200 μm 以下と微細化させること
ができる。また、Mn、Cr、Zrは固溶による強度およびヤ
ング率の増大も見込める。

【００６７】Mn、Cr、Zrの含有量が少なすぎると、これ
らの効果が期待できず、一方、これらの元素の過剰な含
有は溶解、鋳造時に粗大な金属間化合物や晶出物を生成
しやすく、破壊の起点となり、靱性や疲労特性を低下さ
せる原因となる。このため、これらの元素は各々、Mn:
0.01 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZr:0.1〜0.2%の範囲
で一種または二種以上含有させる。

【００６８】ただ、これらの元素の内でも、Zrは、数十
から数百オングトロームのサイズの、Al-Mn 系やAl-Cr
系の分散粒子よりも、より微細なAl-Zr 系分散粒子が析
出する。このため、特にZrは、結晶粒界や亜結晶粒界の
移動を阻止し、結晶粒の微細化、亜結晶粒化する効果が
大きく、破壊靱性や疲労特性などの向上効果が大きい。

【００６９】一方、Mnは晶出物を生成するため、Mnを含
有した場合、製造条件にもよるが、粒界上に存在する晶
析出物の平均粒径、晶析出物同士の平均間隔を、本発明
で規定する好ましい範囲にすることができなくなる可能
性が高くなる場合がある。したがって、Mnを含有する場
合の制御は難しく、Al合金鍛造材の高い耐応力腐食割れ
性を保証する観点からは、Mnの含有量を0.05% 以下に規
制する方が好ましい。したがって、Mn、Cr、Zrの元素の
中でも、Zrのみか、ZrおよびCrを選択的に含有させるこ
とが好ましい。

【００７０】Cu:0.50%以下。 Cuは、Al合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界腐食の
感受性を著しく高め、Al合金鍛造材の耐食性や耐久性を
低下させる。したがって、本発明では、この観点からCu
含有量をできるだけ少なく規制する。しかし、一方で、
Cuは固溶強化にて強度の向上に寄与する他、時効処理に
際して、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果も有
する。なお、Cu含有量を少なくすると、高純度地金を使
用する必要があり、鋳造コストがかかる問題もある。し
たがって、Cuは0.50% 以下の含有まで許容する。

【００７１】Fe:0.40%以下。 Al合金に不純物として含まれるFeは、本発明で問題とす
る粗大な晶出物を生成する。これらの晶出物は、前記し
た通り、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。特
に、Feの含有量が0.40% 、より厳密には0.35% を越える
と、粒界上に存在するAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶析出
物の平均粒径、晶析出物同士の平均間隔を、本発明で規
定する好ましい範囲にすることができなくなる可能性が
高くなる。したがって、Feの含有量は0.40% 以下、より
好ましくは0.35% 以下とすることが好ましい。

【００７２】水素:0.25 cc/100g Al以下。 水素(H₂)は、特に、鍛造材の加工度が小さくなる場合、
水素に起因する気泡が鍛造等加工で圧着せず、破壊の起
点となるため、靱性や疲労特性を著しく低下させる。そ
して、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特
に水素による影響が大きい。したがって、水素は0.25 c
c/100g Al 以下のできるだけ少ない含有量とする。

【００７３】Zn、Ti、B 、Be、V 等。 Zn、Ti、B 、Be、V 等は、各々目的に応じて、選択的に
含有される元素である。 Zn:0.005〜1.0%。 Znは人工時効時において、MgZn₂ を微細かつ高密度に析
出させ高い強度を実現させる。また、固溶したZnは粒内
の電位を下げ、腐食形態を粒界からではなく、全面的な
腐食として、粒界腐食や応力腐食割れを結果として軽減
する効果が期待できる。しかし、Znの0.005%未満の含有
では人工時効で十分な強度が得られず、前記耐食性の向
上効果もない。一方、1.0%を越えて含有されると、耐蝕
性が顕著に低下する。したがって、選択的に含有させる
場合のZnの含有量は0.005 〜1.0%の範囲とすることが好
ましい。

【００７４】Ti:0.001〜0.1%。 Tiは鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加
工性を向上させるために添加する元素である。しかし、
Tiの0.001%未満の含有では、加工性向上の効果が得られ
ず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶析出
物を形成し、前記加工性を低下させる。したがって、選
択的に含有させる場合のTiの含有量は0.001 〜0.1%の範
囲とすることが好ましい。

【００７５】B:1 〜300ppm。 B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、
鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素であ
る。しかし、B の1ppm未満の含有では、この効果が得ら
れず、一方、300ppmを越えて含有されると、やはり粗大
な晶析出物を形成し、前記加工性を低下させる。したが
って、選択的に含有させる場合のB の含有量は1 〜300p
pmの範囲とすることが好ましい。

【００７６】Be:0.1〜100ppm。 Beは空気中におけるAl溶湯の再酸化を防止するために含
有させる元素である。しかし、0.1ppm未満の含有では、
この効果が得られず、一方、100ppmを越えて含有される
と、材料硬度が増大し、前記加工性を低下させる。した
がって、選択的に含有させる場合のBeの含有量は0.1 〜
100ppmの範囲とすることが好ましい。

【００７７】V:0.15% 以下。 V は、Mn、Cr、Zrなどと同様に、均質化熱処理時および
その後の熱間鍛造時に、分散粒子 (分散相) を生成す
る。これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効
果があるため、微細な結晶粒を得ることができる。しか
し過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-V系の金
属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点とな
り、靱性や疲労特性を低下させる原因となる。したがっ
て、V の含有は0.15% 以下まで許容する。

【００７８】次に、本発明におけるAl合金鍛造材の好ま
しい製造方法について述べる。本発明におけるAl合金鍛
造材の製造自体は常法により製造が可能である。例え
ば、前記Al合金成分範囲内に溶解調整されたAl合金溶湯
を鋳造する場合には、例えば、連続鋳造圧延法、半連続
鋳造法（ＤＣ鋳造法）、ホットトップ鋳造法等の通常の
溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。

【００７９】しかし、Al合金鋳塊の結晶粒を微細化し、
かつ、粒界上に存在する晶析出物の平均粒径、晶析出物
同士の平均間隔を、本発明で規定する範囲にするために
は、Al合金溶湯を、10℃/sec以上の冷却速度で鋳造して
鋳塊とすることが好ましい。また、鋳塊の冷却速度が10
℃/sec以上とすることにより、鋳塊のデンドライト二次
アーム間隔(DAS) を30μm 以下とすることができる。一
方、これ以上冷却速度が遅いと、粒界上に存在する晶析
出物の平均粒径、晶析出物同士の平均間隔を、本発明で
規定する範囲にできず、かつ結晶粒が粗大化し、鋳塊の
デンドライト二次アーム間隔(DAS) を30μm 以下とする
ことができなくなる可能性がある。

【００８０】次いで、このAl合金鋳塊 (鋳造材) の均質
化熱処理温度は500 〜 550℃の温度範囲とすることが好
ましい。均質化熱処理温度が550 ℃を越えて高過ぎる
と、バーニング等が生じ、鍛造割れの原因となる。ま
た、製品での靱性、疲労特性などの機械的な特性を低下
させる。また、分散粒子が粗大化し、分散粒子自体の数
も不足する。この結果、結晶粒内の分散粒子の平均サイ
ズを1100オングストローム以下に微細化できず、また、
この微細分散粒子を10個/ μm³以上の比較的多数分布さ
せることができない。このため、フラッシュ部近傍の製
品部の晶出物を固溶および微細化させられず、結晶粒を
微細化できない。

【００８１】一方、均質化熱処理温度が500 ℃未満と低
過ぎると、製品の粒界上に存在するMg₂Si やAl-Fe-Si-
(Mn、Cr、Zr) 系晶析出物の平均粒径を1.2 μm 以下と
するとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を3.0 μ
m 以上とすることが難しくなる。

【００８２】この均質化熱処理の後に、メカニカル鍛造
や油圧鍛造等により熱間鍛造して、最終製品形状( ニア
ネットシェイプ) のAl合金鍛造材に成形する。この際、
均質化熱処理後のAl合金鋳塊の熱間鍛造開始温度を350
〜 450℃とすることが好ましい。熱間鍛造開始温度が45
0 ℃を越えた場合、変形抵抗が小さくなり、鍛造終了時
や容体化処理の昇温時に、結晶粒が粗大化しやすいた
め、特にフラッシュ部近傍の製品部における結晶粒微細
化が得られない。一方、熱間鍛造開始温度が350℃未満
では、鍛造加工自体が困難となる。

【００８３】そして、鍛造後、必要な強度および靱性、
耐食性を得るためのT6 (溶体化処理後、最大強さを得る
人工時効硬化処理) 、T7 (溶体化処理後、最大強さを得
る人工時効硬化処理条件を超えて過剰時効処理) 、T8
(溶体化処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る
人工時効硬化処理) 等の調質処理を適宜行う。また、均
質化熱処理、溶体化処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝
石炉などが適宜用いられる。更に、人工時効硬化処理に
は、空気炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いら
れる。溶体化処理後の冷却は水冷が好ましい。冷却速度
が低くなると、粒界上にMg₂Si 、Si等が析出し、人工時
効後の製品において、粒界破壊が生じ易くなり、靱性な
らびに疲労特性を低くする。また、冷却途中に、粒内に
も、安定相Mg₂Si 、Siが形成され、人工時効時に析出す
るβ^' 相、β^''相の析出量が減るため、強度が低下す
る。一方、冷却速度が高くなると、焼入歪み量が多くな
り、焼入後に、矯正工程が新たに必要となったり、矯正
工程の工数が増す。したがって、製品製造工程を短縮
し、低コスト化するためには、焼入歪みが緩和される50
〜85℃の温湯焼入が好ましい。ここで、温湯焼入温度が
50℃未満では焼入歪みが大きくなり、85℃を越えると冷
却速度が低くなりすぎ、靱性ならびに疲労特性、強度が
低くなる。

【００８４】前記T7材では粒界上に析出するβ^' 相の割
合が高くなる。このβ^' 相は腐食環境下で溶出しにく
く、粒界腐食感受性を低くし、耐応力腐食割れ性を高め
る。一方、前記T6材で多く析出するβ^''相は腐食環境下
で溶出しやすく、粒界腐食感受性を高くし、耐応力腐食
割れ性を低める。したがって、Al合金鍛造材を前記T7材
とすることで、耐力は若干低くなるものの、他の調質処
理に比して、耐食性はより高くなる。

【００８５】なお、Al合金鍛造材に残留する鋳造組織を
無くし、強度と靱性ならびに疲労特性をより向上させる
ために、Al合金鋳塊を均質化熱処理後、押出や圧延加工
した後に、前記鍛造を行っても良い。

【００８６】

【実施例】次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示
す化学成分組成のAl合金鋳塊 (Al合金鋳造材、いずれも
直径φ82mmの丸棒) を、ホットトップ鋳造法により、20
℃/ sec の冷却速度により鋳造した。そして、この鋳塊
の外表面を厚さ3mm 面削して、長さ500mm に切断後、表
1 に示すように、均質化熱処理条件 (温度と時間)と鍛
造開始温度とを種々変えて、2 種類の鍛造材を作製し
た。

【００８７】2 種類の内、1 方の鍛造材は、機械的特性
評価用であり、自由鍛造にて、図5に平面図で示す厚さ2
5mmの円板状鍛造材1bを作製した。この円板状鍛造材1b
の鋳塊からの加工率は、加工率が低い75% 未満となるよ
う、意図的に低くした。

【００８８】もう一方の鍛造材は、ミクロ組織および耐
食性評価用であり、図2 に示した上下金型を用いたメカ
ニカル鍛造により、フラッシュスタンドの隙間4mm で、
図3に示したような、製品部直径50mmでフラッシュ3 付
の丸棒状の鍛造材1aを作製した。なお、前記均質化熱処
理温度までの昇温時間は1 〜4 時間とした。

【００８９】次に、これらのAl合金鍛造材を、共通し
て、空気炉を用いて、550 ℃で3 時間の溶体化処理した
後60℃の温水に焼入れを行い、その後30分以内に、180
℃×5時間の人工時効処理を行い、T6材とした。なお、
前記溶体化処理温度までの昇温時間は1 〜2 時間とし
た。

【００９０】そして、図5 に示した円板状鍛造材1bか
ら、各々引張試験片A (L方向) とシャルピー試験片B (L
T 方向) を各5 個づつ採取し、引張強度(MPa) 、0.2%耐
力(MPa) 、伸び(%) 、シャルピー衝撃値、の平均値を各
々測定した。これらの結果を表2 に示す。

【００９１】更に、図3 に示した丸棒状鍛造材1aから、
製品とフラッシュとの切断面5aの組織における型割り面
に垂直な方向の結晶粒径などの組織観察用に、切断面5a
近傍の製品部から試験片D (L方向) を、図３の拡大図で
ある図4 に示すように採取した。また、図3 に示すよう
に、応力腐食割れ試験用に、切断面5a近傍の製品部から
C リング試験片を採取した。

【００９２】そして、切断面5aの組織における型割り面
に垂直な方向の最大結晶粒径、切断面5aの組織の結晶粒
内における50Å以上の分散粒子の平均サイズと、50Å以
上の分散粒子の密度、切断面5aの組織の粒界上に存在す
る析出物の形態 (平均粒径μm と、平均間隔μm ) 、の
測定を行った。これらの各測定条件は各々前記した通り
とした。これらの結果も表2 に示すが、表2 のAl合金番
号は表1 の番号と対応している。なお、前記機械的特性
の評価をした例のうち、機械的特性の低いものは、組織
観察や応力腐食割れ試験は行わなかった。

【００９３】また、前記C リングの試験片を用い、応力
腐食割れ試験を行った。応力腐食割れ試験条件は、前記
Cリング試験片をASTM G47の交互浸漬法の規定に準じて
行った。但し、試験条件は、更に、鍛造材が切断面5a部
分に対しST方向に引張応力が付加されて使用されること
を模擬して、C リング試験片のST方向に、前記機械的特
性の試験片のL 方向の耐力の75% の応力を負荷した状態
とした。この状態で、C リング試験片の塩水への浸漬と
引き上げを繰り返して90日間行い、試験片の応力腐食割
れ発生の有無を確認した。これらの結果を、応力腐食割
れが発生している場合を×、応力腐食割れではないが、
応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生してい
る場合を△、応力腐食割れや粒界腐食が発生していない
場合 (表面的な全面腐食が発生している場合を含む) を
○として、表2 に示す。

【００９４】表2 から明らかな通り、表1 のNo.1〜7 ま
での本発明範囲内の化学成分組成とし、T6材での切断面
5aの組織における型割り面に垂直な方向の最大の結晶粒
径を400 μm 以下とした発明例No.1〜7 は、いずれも応
力腐食割れ性に優れている。

【００９５】また、発明例No.1〜7 は、鋳塊のデンドラ
イト二次アーム間隔(DAS) が30μm以下と小さく、切断
面5aの組織における結晶粒内における分散粒子の平均サ
イズと密度、切断面5aの組織の粒界上に存在する析出物
の平均粒径と平均間隔の好ましい条件を満足し、鋳塊か
らの加工率が低くても、耐力 (σ_0.2)の平均値が300MPa
以上およびシャルピー衝撃値の平均値が10J/cm² 以上
と、高強度と高靱性を確保している。

【００９６】これに対し、表1 、2 から明らかな通り、
表1 、2 から明らかな通り、本発明範囲内の化学成分組
成としても、T6材での切断面5aの組織における型割り面
に垂直な方向の最大の結晶粒径が400 μm を越える比較
例No.9、10、11は、いずれも応力腐食割れ性に劣ってい
る。

【００９７】また、均質化熱処理温度や熱間鍛造開始温
度が各々好ましい範囲を外れるか上下限である比較例N
o.8、9 、10、11、14と、Mg量が下限に外れる比較例No.
13、Mn量が上限に外れる比較例No. 15、更に、鋳塊の
デンドライト二次アーム間隔(DAS) が30μm を越える比
較例No.12 は、耐力 (σ_0.2)あるいはシャルピー衝撃
値、伸びなどの機械的な特性が発明例に比して著しく劣
っている。

【００９８】したがって、これらの結果から、本発明Al
合金鍛造材組織の要件や好ましい製造条件の臨界的な意
義が分かる。

【００９９】

【表１】

【０１００】

【表２】

【０１０１】

【発明の効果】本発明によれば、前記厳しい使用環境下
にあっても、Al合金鍛造材の製品とフラッシュとの切断
面の組織の部分に応力腐食割れが生じず、かつ高強度、
高靱性であるAl合金鍛造材および鍛造材用素材を提供す
ることができる。したがって、Al-Mg-Si系Al合金鍛造材
の輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多
大な工業的な価値を有するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明Al合金鍛造材で規定する組織部分のST方
向断面のマクロ組織を示す断面図である。

【図２】本発明Al合金鍛造用金型を示す断面図である。

【図３】本発明実施例における試験片採取部位を示すAl
合金鍛造材の斜視図である。

【図４】図３の部分拡大図である。

【図５】本発明実施例における試験片採取部位を示すAl
合金鍛造材の平面図である。

【図６】本発明Al合金鍛造材における分散粒子の分布状
況を示す組織図である。

【符号の説明】

1: Al合金鍛造材、2:製品部、3:フラッシュ、4:型割り
面、5: フラッシュ切断線、6:メタルフロー、7:上型、
8:下型、9: ガッタ、10: フラッシュスタンド、

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２４ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｚ ６３１ ６３１Ｚ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ (72)発明者 澤田 洋樹 三重県員弁郡大安町大字梅戸1100番地 株 式会社神戸製鋼所大安工場内

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Mg:0.6〜1.8%、Si:0.4〜1.8%を含み、更
   に、Mn:0.01 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZr:0.1〜0.2%
   の一種または二種以上を含み、残部Alおよび不可避的不
   純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、人工時
   効処理後のアルミニウム合金鍛造材の、0.2%耐力が300M
   Pa以上およびシャルピー衝撃値が10J/cm² 以上であり、
   更に、製品とフラッシュとの切断面の組織における、型
   割り面に垂直な方向の結晶粒径であって、この結晶粒径
   の内の最大のものが400 μm 以下であることを特徴とす
   る耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
2. 【請求項２】 前記鍛造材が、アルミニウム合金鋳塊を
   500 〜 550℃の温度で均質化熱処理した後に熱間鍛造し
   て得られる請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた
   アルミニウム合金鍛造材。
3. 【請求項３】 前記鍛造材が、均質化熱処理後のアルミ
   ニウム合金鋳塊を開始温度が350 〜 450℃で熱間鍛造し
   て得られる請求項１または２に記載の耐応力腐食割れ性
   に優れたアルミニウム合金鍛造材。
4. 【請求項４】 前記鍛造材組織の、結晶粒界上に存在す
   る晶析出物の平均粒径を1.2 μm 以下とするとともに、
   これら晶析出物同士の平均間隔を3.0 μm 以上とし、更
   に、結晶粒内の分散粒子の平均サイズが1100オングスト
   ローム以下であるとともに、50オングストローム以上の
   サイズの分散粒子が10個/ μm³以上存在する請求項１乃
   至３の何れか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたア
   ルミニウム合金鍛造材。
5. 【請求項５】 前記鍛造材が、デンドライト二次アーム
   間隔(DAS) が30μm以下となるように鋳造した鋳塊を用
   いた請求項１乃至４の何れか１項に記載の耐応力腐食割
   れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
6. 【請求項６】 前記鋳塊を押出或いは圧延により加工後
   に鍛造する請求項５に記載の耐応力腐食割れ性に優れた
   アルミニウム合金鍛造材。
7. 【請求項７】 前記アルミニウム合金鍛造材が前記製品
   とフラッシュとの切断面の組織に対しST方向に引張応力
   が付加されて使用される請求項１乃至６の何れか１項に
   記載の耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造
   材。
8. 【請求項８】 前記鍛造材が、熱間鍛造加工率が75% 未
   満の部位を有する請求項１乃至７の何れか１項に記載の
   耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
9. 【請求項９】 前記アルミニウム合金鍛造材の製品とフ
   ラッシュとの切断面の厚みが30mm以上である請求項１乃
   至８の何れか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたア
   ルミニウム合金鍛造材。
10. 【請求項１０】 前記アルミニウム合金鍛造材が輸送機
    の構造材用である請求項１乃至９の何れか１項に記載の
    耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
11. 【請求項１１】 前記請求項１乃至１０の何れか１項に
    記載の鍛造材用素材であって、アルミニウム合金鋳塊か
    らなるとともに、Mg:0.6〜1.8%、Si:0.4〜1.8%を含み、
    更に、Mn:0.1〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%およびZr:0.1〜0.2%
    の一種または二種以上を含み、残部Alおよび不可避的不
    純物からなり、鋳塊組織におけるデンドライト二次アー
    ム間隔が30μm 以下であることを特徴とする耐応力腐食
    割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材用素材。
12. 【請求項１２】 前記アルミニウム合金鋳塊を更に熱間
    押出或いは熱間圧延により加工した請求項１１に記載の
    耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材用素
    材。