JP2004084058A

JP2004084058A - 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材

Info

Publication number: JP2004084058A
Application number: JP2003046059A
Authority: JP
Inventors: Yoshiya Inagaki; 稲垣　佳也; Yasuaki Watanabe; 渡辺　泰彰; Manabu Nakai; 中井　学; Norifumi Hosoda; 細田　典史
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-06-27
Filing date: 2003-02-24
Publication date: 2004-03-18

Abstract

【課題】製品部とフラッシュ部とで熱間鍛造加工率が大きく異なっても、製品部とフラッシュ部ともに、結晶粒の微細化が可能な輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびおよびアルミニウム合金鍛造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　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　の一種または二種以上を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材を、均質化熱処理後に、熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とするとともに最終熱間鍛造終了温度を３６０　℃以上として熱間鍛造し、溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理後の鍛造材１　の製品部２　とフラッシュ部５ａとの型割り面４　に対し垂直方向の結晶粒径の内、製品部２　では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部５ａでは最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することである。
【選択図】　　　図１

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度、高靱性であって、耐応力腐食割れ性などの耐食性にも優れた輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法　（以下、アルミニウムを単にＡｌとも言う）　およびアルミニウム合金鍛造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、特にアッパーアーム、ロアーアームなどの足回り部品として、ＡＡ乃至ＪＩＳ　６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ　系）　などのＡｌ合金鍛造材が使用されている。６０００系Ａｌ合金鍛造材は、高強度で高靱性で耐食性にも比較的優れている。また、６０００系Ａｌ合金自体も、合金元素量が少なく、スクラップを再び６０００系Ａｌ合金溶解原料として再利用しやすい点で、リサイクル性にも優れている。
【０００３】
これら６０００系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（型鍛造）を行い、その後、溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理を行う、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。このため、Ａｌ合金鋳造材やＡｌ合金鍛造材のミクロ組織を改善することが種々行われている。
【０００５】
例えば、６０００系Ａｌ合金鋳造材の晶析出物　（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　（例えば特許文献１、２参照）　。
また、６０００系Ａｌ合金鍛造材の結晶粒内や粒界の晶出物や晶析出物の平均粒径や平均間隔などを制御することで、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　（例えば特許文献３、４参照）　。これらの制御は、粒界腐食や応力腐食割れなどに対しても高耐食性化できる。
【０００６】
【特許文献１】
特開平０７−１４５４４０　号公報
【特許文献２】
特開平０６−２５６８８０　号公報
【特許文献３】
特開２０００−１４４２９６　号公報
【特許文献４】
特開２００１−１０７１６８　号公報
【０００７】
しかし、これら６０００系Ａｌ合金鍛造材には、上記鍛造および溶体化処理工程において、加工組織が再結晶して粗大結晶粒が発生する傾向がある。これら粗大結晶粒が発生した場合、上記ミクロ組織を制御しても、高強度化や高靱性化が果たせず、また、耐食性も低下する。
この粗大結晶粒の発生を抑制するため、従来から、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの結晶粒微細化効果を有する遷移元素を添加した上で、４５０　〜５７０　℃の比較的高温の温度で熱間鍛造を開始することが知られている　（例えば特許文献５参照）　。
【０００８】
【特許文献５】
特開平５−２４７５７４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃の比較的高温としても、複数回の鍛造工程が再加熱無しあるいは再加熱有りなどで行われる熱間鍛造では、鍛造終了時の鍛造材の温度が比較的低温となることも大いにあり得る。そして、鍛造終了時の鍛造材の温度が比較的低温となった場合、特に、後述するフラッシュ部において、加工組織が再結晶した粗大結晶粒が発生する可能性がある。
【００１０】
また、前記足回り部品などの型鍛造品では、製品部とフラッシュ部とが必然的に存在し、このような製品部とフラッシュ部とでは、熱間鍛造時の加工率が大きく異なる。例えば、通常、再加熱無しで複数回行われる熱間鍛造において、前記製品部の加工率は複数回の鍛造の合計でも８０％　以下、前記フラッシュ部の加工率は複数回の鍛造の合計で８０％　以上と異なる。このような製品部とフラッシュ部との加工率が異なる熱間鍛造では、前記熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃の比較的高温としても、加工歪みをより加えられたフラッシュ部では、溶体化処理工程において、特に、加工組織が再結晶して粗大結晶粒が発生しやすい。
【００１１】
これに対し、フラッシュ部の加工歪みを低減するため、フラッシュ部の加工率を下げようとすると、必然的に製品部の方の加工率も下がり、鋳造組織が残留して、強度や靱性が低下したり、形状精度が出なくなる可能性も出てくる。
【００１２】
この問題は、本発明者らが先に提案した特願２００２−７６５６７号においても生じうる。即ち、この発明では、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／ｃｍ^２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　以下とすることを特徴としている。
【００１３】
しかし、この発明でも、好ましい熱間鍛造開始温度は、実施例ともに、３５０　〜４５０℃の比較的低い温度であり、複数回の鍛造工程が再加熱無しで行われる熱間鍛造の場合には、鍛造終了時の鍛造材の温度が比較的低温となることも大いにあり得る。この結果、前記フラッシュ部、更には製品部において、加工組織が再結晶した粗大結晶粒が発生する可能性をなお有している。
【００１４】
この様な事情に鑑み、本発明の目的は、製品部とフラッシュ部とで熱間鍛造加工率が大きく異なっても、製品部とフラッシュ部ともに、結晶粒の微細化が可能な輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材を提供しようとするものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法の要旨は、製品部とフラッシュ部とを有するアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％を含み、更に、Ｍｎ：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　の一種または二種以上を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材を、均質化熱処理後に熱間鍛造を行うに際し、前記製品部の熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とするとともに、製品部の最終熱間鍛造終了温度を３６０　℃以上とし、溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理後の鍛造材の、前記製品部とフラッシュ部との型割り面に対し垂直方向の結晶粒径の内、前記製品部では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部では最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することである。
【００１６】
本発明では、前記製品部の加工率が、複数回の鍛造の合計で８０％　以下、前記フラッシュ部の加工率が複数回の鍛造の合計で８０％　以上となるような製品部とフラッシュ部との加工率が異なる熱間鍛造に際し、製品部の熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とするとともに、製品部の最終回次の熱間鍛造の終了温度を３６０　℃以上とする。そして、製品部の最終回次の熱間鍛造の開始温度と終了温度とをこのように規定することで、製品部の結晶粒径の粗大化防止とともに、前記フラッシュ部の方の結晶粒径の粗大化をも防止乃至抑制できる。なお、本発明で、熱間鍛造の終了温度や開始温度、あるいは、均質化熱処理、鍛造後の調質処理等で規定する温度は、全て鋳造材や鍛造材製品部の外表面の温度である。
例えば、製品部の熱間鍛造の開始温度を４５０　〜５７０　℃としても、製品部の熱間鍛造の終了温度が３６０　℃よりも低くなった場合には、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの結晶粒微細化効果を有する遷移元素を添加したとしても、調質後の鍛造材の、前記製品部とフラッシュ部との型割り面に対し垂直方向の結晶粒径の内、前記製品部では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部では最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することができない。この結果、アルミニウム合金鍛造材を高強度化、高靱性化できなくなり、特に、フラッシュ部の高耐食性化ができない。
【００１７】
また、前記目的を達成するための、本発明輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の要旨は、製品部とフラッシュ部とを有するアルミニウム合金鍛造材であって、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％を含み、更に、Ｍｎ：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　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、前記製品部とフラッシュ部との型割り面に対し垂直方向の結晶粒径の内、前記製品部では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部では最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することである。そして、このアルミニウム合金鍛造材は前記本発明製造方法で製造されることが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
図１　に、前記足回り部品などの、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材１　の断面図を示す通り、本発明において、Ａｌ合金鍛造材の製品部とは、Ａｌ合金鍛造材本体である製品部２　の意味である。また、フラッシュ部とは、製品部２　とフラッシュ３　との　（型割り面４　に対し垂直なＳＴ方向の）　切断面５ａの部位　（切断部）　の意味である。　　そして、本発明においては、この鍛造材の、前記製品部２　とフラッシュ部５ａとの、鍛造の際の型割り面４　に対し垂直方向の結晶粒径の内、製品部２　では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、フラッシュ部５ａでは最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々規定する。
【００１９】
図２　に示すように、前記足回り部品などの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、フラッシュラ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、製品部２　と分離切断されるが、フラッシュ３　の一部　（例えば根元部分）　は残留するように切断されるため、前記足回り部品などでは、製品部２　と、型割り面４　方向に一定長さを有するフラッシュ部５ａとが必然的に存在するようになる。
【００２０】
一方、図１　に示すように、Ａｌ合金鍛造材１　の製品部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、このような製品部２　とフラッシュ部５ａとでは、熱間鍛造時の加工率が大きく異なる。この点、通常はフラッシュ部５ａの方の加工率が８０％　以上と大きくなる。このため、複数回行われる熱間鍛造においては、加工率が高いフラッシュ部５ａでは、最終回次の熱間鍛造の終了温度が、特に３６０　℃未満の比較的低温となると、加工歪みをより加えられたフラッシュ部５ａは、溶体化処理工程において、特に、加工組織が再結晶して粗大結晶粒が発生しやすくなる。
【００２１】
このフラッシュ部５ａやその近傍の部分、あるいは製品部に、結晶粒粗大化が生じた場合、上記ミクロ組織を制御しても、高強度化や高靱性化が果たせない。また、このフラッシュ部５ａやその近傍が構造材としての使用中に、外表面となったり、前記ＳＴ方向に引張応力が付加される場合には、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。
【００２２】
このため、本発明では、複数回行われる熱間鍛造に際し、製品部の最終回次の熱間鍛造の終了温度を３６０　℃以上として、製品部２　とフラッシュ部５ａの結晶粒粗大化を防止乃至抑制する。このフラッシュ部５ａの結晶粒粗大化が抑制される条件であれば、加工率が８０％　未満と低くなるＡｌ合金鍛造材１　の製品部２　の方の結晶粒粗大化は必然的により抑制される。
【００２３】
そして、フラッシュ部５ａの結晶粒粗大化を防止乃至抑制の目安として、フラッシュ部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。また、前記製品部２　では、製品部２　の組織における同じく型割り面に垂直な方向（ＳＴ　方向）　の平均結晶粒径を３００　μｍ　以下に規制する。
【００２４】
この製品部２　の平均結晶粒径乃至フラッシュ部５ａの最大結晶粒径は、測定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測定する。この際、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平均値あるいは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。
【００２５】
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。
【００２６】
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：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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Ｍｇ_２Ｓｉや単体Ｓｉが析出しやすく、却って、強度、靱性、耐食性などを低下させる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６　〜１．８％の範囲とする。
【００３０】
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、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％の範囲とする。
【００３１】
Ｍｎ：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　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）_３ＳｉＡｌ_１２、Ａｌ_３Ｚｒ　、（ＡｌＳｉ）_３Ｚｒ　に代表される分散粒子　（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、前記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、前記フラッシュ部のＳＴ方向の最大結晶粒を４００　μｍ　以下、好ましくは２００　μｍ　以下、また、前記製品部のＳＴ方向の平均結晶粒を３００　μｍ　以下と、各々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。
【００３２】
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　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　の範囲で一種または二種以上含有させる。
【００３３】
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。
【００３４】
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。したがって、Ｆｅの含有量は０．４０％　以下、より好ましくは０．３５％　以下に規制することが好ましい。
【００３５】
水素：０．２５　ｃｃ／１００ｇ　Ａｌ以下。水素（Ｈ_２）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、　Ａｌ　１００ｇ当たりの水素濃度は０．２５　ｃｃ　以下のできるだけ少ない含有量とすることが好ましい。
【００３６】
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、ＭｇＺｎ_２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。
【００３７】
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。
【００３８】
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　〜３００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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、前記鍛造温度を除き、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。
【００４２】
なお、Ａｌ合金鋳塊の結晶粒を微細化して、鍛造材を高強度、高靱性化するためには、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、結晶粒径は１５０　μｍ　以下であることが好ましい。
【００４３】
次いで、このＡｌ合金鋳塊　（鋳造材）　の均質化熱処理温度は４９０　〜　５７０℃の温度範囲とすることが好ましい。均質化熱処理温度が５７０　℃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、鍛造製品での靱性、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、結晶粒微細化効果を発揮する分散粒子自体の数も不足する。
【００４４】
一方、均質化熱処理温度が４９０　℃未満と低過ぎると、鍛造製品を高強度化、高靱性化することが難しくなる。
【００４５】
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、製品部の熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とする。この熱間鍛造開始温度が４５０　℃未満であれば、特に再加熱無しで複数回行われる熱間鍛造において、最終回次の製品部の熱間鍛造の終了温度を３６０　℃以上に保証することが困難となる。また、熱間鍛造加工自体も困難となる。一方、熱間鍛造開始温度が５７０　℃を越えた場合、摩擦熱により局部融解して鍛造加工割れを生じやすくなる。
【００４６】
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硬化処理）　、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。
【００４７】
前記溶体化処理後の焼き入れ処理の冷却は水冷が好ましい。焼き入れ処理時の冷却速度が低くなると、粒界上にＭｇ_２Ｓｉ　、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Ｍｇ_２Ｓｉ　、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。
【００４８】
また、前記Ｔ７調質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。
【００４９】
なお、Ａｌ合金鍛造材に残留する鋳造組織を無くし、晶出物を破壊および微細化し、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。
【００５０】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表１　に示す合金番号１　〜５　の化学成分組成のＡｌ合金鋳塊　（Ａｌ合金鋳造材、いずれも直径φ８２ｍｍの丸棒）　を、半連続鋳造法により、２０℃／　ｓｅｃ　の冷却速度により鋳造した。なお、この表１　に示す合金番号１　〜５　は全て本発明範囲内の化学成分組成である。また、表１　に示す合金番号１　〜５　の１００ｇのＡｌ中のＨ_２濃度は全て０．１０〜０．１５ｍｌであった。
【００５１】
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２　に示すように、均質化熱処理条件　（温度と時間）　、熱間鍛造開始温度、熱間鍛造終了温度、溶体化処理温度、人工時効硬化処理条件とを種々変えて、鍛造材を作製した。均質化熱処理温度までの昇温時間は１　〜４　時間とした。また、溶体化処理は、空気炉を用いて、昇温時間を１　〜２　時間として行い、溶体化処理した後６０℃の温水に焼入れを行い、その後３０分以内に人工時効硬化処理を行った。なお、表２　の熱間鍛造開始温度と熱間鍛造終了温度とは、鍛造材の製品部の外表面測定温度である。
【００５２】
熱間鍛造は、各例とも、前記図２　に示した上下金型を用いたメカニカル鍛造により、フラッシュランドの隙間１．５　〜３ｍｍ　で、製品部の加工率が３　回の鍛造の合計で５０％　、フラッシュ部の加工率が３　回の鍛造の合計で９０〜９５％　と一定になるように、再加熱なしに３　回鍛造した。
【００５３】
なお、フラッシュ部の加工率Ｃ　は、鍛造材の平均結晶粒間隔Ａ　と鋳塊の平均セル層サイズＢ　とを用い、Ｃ＝［（Ｂ−Ａ）／Ｂ］　×１００％の式により算出した。鋳塊の平均セル層サイズＢ　は鋳塊の面削前において、鋳込み方向に対する垂直面で、鋳塊外表面から中心部までを４　等分し、この鋳塊外表面から中心部への計５　箇所での平均値を用いた。一方、製品部の加工率Ｄ　も、フラッシュ部の加工率Ｃ　と同様に算出した。この際、加工率が小さく、明瞭なフローラインを形成しない場合には、鍛造した材料に残存する鋳塊セル層の大きさ（　最小長方向）　Ｅ　を用いて、Ｄ＝［（Ｂ−Ｅ）／Ｂ］　×１００％の式により算出した。Ｄ
【００５４】
これら各鍛造材の特性を表３　に示す。なお、表２　、３　のＡｌ合金番号は表１　のＡｌ合金番号と対応している。この際、製品部２　の平均結晶粒径乃至フラッシュ部５ａの最大結晶粒径は前記した要領で測定した。また、各鍛造材より各々引張試験片Ａ　（Ｌ方向）　とシャルピー試験片Ｂ　（ＬＴ　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、等を各々測定し、各平均値を求めた。
【００５５】
また、応力腐食割れ試験は、各鍛造材より、フラッシュ部を含む　Ｃリングの試験片を採取して行った。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。
【００５６】
表３　から明らかな通り、表１　の番号１　〜６　までの本発明範囲内の化学成分組成とし、製品部の、熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とするとともに最終熱間鍛造終了温度を３６０　℃以上とした鍛造材　（発明例）１と２　、４　と５　、８　と９　、１２〜１４、１６〜２１は、溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理後の鍛造材の、フラッシュ部のＳＴ方向の最大結晶粒が４００　μｍ　以下、また、前記製品部のＳＴ方向の平均結晶粒が３００　μｍ　以下であり、耐力　（σ_０．２）が２９０ＭＰａ以上およびシャルピー衝撃値の平均値が１５Ｊ／ｃｍ^２以上と、強度、靱性が高く、また、応力腐食割れ性にも優れている。
【００５７】
これに対し、熱間鍛造開始温度が４５０　℃未満乃至最終熱間鍛造終了温度が３６０　℃未満である鍛造材　（比較例）　３　、６　、７　、１０、１１、１５は、特に同じＡｌ合金の発明例に比して、強度、靱性が発明例に比して劣り、また、応力腐食割れ性も著しく劣っている。したがって、これらの結果から、本発明熱間鍛造開始温度と最終熱間鍛造終了温度との臨界的な意義が分かる。
【００５８】
【表１】

【００５９】
【表２】

【００６０】
【表３】

【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、製品部とフラッシュ部とで熱間鍛造加工率が大きく異なっても、製品部とフラッシュ部ともに、結晶粒の微細化が可能で、高強度、高靱性でかつ耐食性にも優れた輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材を提供することができる。したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム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。
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、

Claims

製品部とフラッシュ部とを有するアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％を含み、更に、Ｍｎ：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　の一種または二種以上を含むＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳造材を、均質化熱処理後に熱間鍛造を行うに際し、前記製品部の熱間鍛造開始温度を４５０　〜５７０　℃とするとともに、製品部の最終熱間鍛造終了温度を３６０　℃以上とし、溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理後の鍛造材の、前記製品部とフラッシュ部との型割り面に対し垂直方向の結晶粒径の内、前記製品部では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部では最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することを特徴とする輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。
前記人工時効硬化処理後のアルミニウム合金鍛造材製品部の０．２％耐力が２９０ＭＰａ以上およびシャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ^２以上である請求項１に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。
前記均質化熱処理温度を４９０　〜　５７０℃とする請求項１または２に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。
前記輸送機構造材が自動車足回り部品用である請求項１乃至３の何れか１項に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。
製品部とフラッシュ部とを有するアルミニウム合金鍛造材であって、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％を含み、更に、Ｍｎ：０．０１　〜０．９％、Ｃｒ：０．０１　〜０．２５％　およびＺｒ：０．０１　〜０．２０％　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、前記製品部とフラッシュ部との型割り面に対し垂直方向の結晶粒径の内、前記製品部では平均結晶粒径を３００　μｍ　以下とするとともに、前記フラッシュ部では最大の結晶粒径を４００　μｍ　以下と各々することを特徴とする輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材。
請求項１乃至４のいずれか１項の製造方法によって製造された請求項５に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材。