(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
製品部とフラッシュ部とが形成されたAl-Mg-Si系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、前記製品部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を70% 以上とするとともに、前記フラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を40% 以上とし、前記製品部の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を15J/cm2 以上とした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２】
前記製品部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を90% 以上とするとともに、前記フラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を60% 以上とし、製品部のシャルピー衝撃値を20J/cm2 以上とした請求項１に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項３】
前記輸送機構造材が自動車足回り部品である請求項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。
【請求項４】
前記アルミニウム合金鍛造材が鉄鋼材料と接合して用いられるものである請求項１乃至３のいずれか１項に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれか１項の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み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径を100 μm 以下としたAl-Mg-Si系アルミニウム合金鋳造材を、均質化熱処理後に、製品部とフラッシュ部とが形成された鍛造材に熱間鍛造するに際し、加工温度を450 ℃以上とし、製品部の歪み量を60% 以上とし、熱間鍛造後、更に溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理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。
【発明の詳細な説明】
【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Al-Mg-Si系アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 (以下、アルミニウムを単にAlとも言う) に関するものである。
【０００２】
図1 を用いて、本発明鍛造材で言うフラッシュ部と製品部とを定義する。図1 はAl合金鍛造材1 の断面図を示す。この内、フラッシュ部とは、Al合金鍛造材本体である製品部2 と、フラッシュと称される型鍛造バリ3 との境界部近傍における、型割り面4 に対し垂直方向の切断部5aの部位の意味である。
【０００３】
【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 の規格で言う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。
【０００４】
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との所謂調質処理が施されて製造される。なお、鍛造用の素材には、前記鋳造材の他に、鋳造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。
【０００５】
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。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（特許文献１、２参照) 。
【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
【０００７】
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も提案されている。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。そして、これらの晶出物や晶析出物の制御に合わせて、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て、結晶粒を微細化乃至亜結晶粒化させ、破壊靱性や疲労特性を向上させることもこれらの提案の中で記載されている（特許文献３、４、５参照) 。
【０００８】
【特許文献３】
特開2000-144296 号公報
【特許文献４】
特開2001-107168 号公報
【特許文献５】
特開2002-294382 号公報
【０００９】
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。しかも、これらの各特許文献では、鍛造における加工温度が450 ℃未満と比較的低く、このような低温の熱間鍛造では、目標としている結晶粒を微細化乃至亜結晶粒化させることが実際には困難である。
【００１０】
一方、前記加工組織が再結晶化した粗大結晶粒の発生を抑制するため、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（特許文献６、７参照) 。
【００１１】
【特許文献６】
特開平5-247574号公報
【特許文献７】
特開2002-348630 号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
一般的に型鍛造で製作された輸送機構造材用のAl合金鍛造材には、輸送機構造材となる製品部に加えて、通常は型鍛造の際のバリとなるフラッシュ部を所定長さでそのまま有する鍛造材が多い。即ち、大部分のフラッシュ部はバリとして切断されるものの、所定長さのフラッシュ部が残留されて製品部についたまま、輸送機構造材とされる場合が多い。
【００１３】
このようなフラッシュ部を有する鍛造材の場合、前記特許文献6 、７などのように、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温度が比較的低温となることも大いにあり得る。そして、このように鍛造終了時の鍛造材温度が比較的低温となった場合、特に、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。
【００１４】
また、通常、再加熱無しで複数回行われるメカニカルプレスを用いた熱間鍛造などにおいては、部位によって熱間鍛造時の加工率が大きく異なる。このため、製品部とフラッシュ部とが必然的に存在する前記足回り部品などの型鍛造品において、この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。即ち、製品厚みが大きい製品部では加工率が小さくなり、一方、製品部に比して厚みが著しく薄いフラッシュ部では加工率が大きくなる。このような場合、前記熱間鍛造開始温度や鍛造終了温度を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。
【００１５】
この問題は、本発明者らが先に提案した特願2002-188050 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/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 以下とすることを特徴としている。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。
【００１６】
このフラッシュ部に粗大結晶粒が発生した場合、鍛造品全体としての高強度化や高靱性化が果たせず、また、耐食性も低下する。特に、耐食性の低下は重大であって、このフラッシュ部が、輸送機構造材として、鋼などのAl合金よりも貴な他の金属部材と接合されて用いられ、また更に、引張応力が付加されて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る。この種輸送機構造材の機械的な破壊ならびに腐食に起因する破壊は、まず、このような部位で発生すると言ってよく、フラッシュ部の粗大結晶粒発生は、このような問題につながってしまう。
【００１７】
この点、前記した通り、これまでの6000系Al合金鍛造材の組織において、粗大結晶粒の発生を抑制し、結晶粒を微細化させる指向方向だけでは、鍛造材を再現性良く、高強度化、高靱性化および高耐食性化させることには限界があったのが実情である。
【００１８】
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が形成された輸送機構造材用Al-Mg-Si系アルミニウム合金鍛造材において、高強度化、高靱性化および高耐食性化させた鍛造材およびこの鍛造材を再現性良く製造できる製造方法を提供しようとするものである。
【００１９】
【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要旨は、製品部とフラッシュ部とが形成されたAl-Mg-Si系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、前記製品部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を70% 以上とするとともに、前記フラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を40% 以上とし、前記製品部の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を15J/cm2 以上としたことである。
【００２０】
また、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、上記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み、残部Alおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径を100 μm 以下としたAl-Mg-Si系アルミニウム合金鋳造材を、均質化熱処理後に、製品部とフラッシュ部とが形成された鍛造材に熱間鍛造するに際し、加工温度を450 ℃以上とし、製品部の歪み量を60% 以上とし、熱間鍛造後、更に溶体化および焼き入れ処理と人工時効硬化処理することである。
【００２１】
なお、本発明で、熱間鍛造の加工温度、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。
【００２２】
本発明者らは、製品部とフラッシュ部との組織の結晶粒の微細化もさることながら、製品部とフラッシュ部との組織中の亜結晶粒の割合が、鍛造材の高強度化、高靱性化および高耐食性化に大きく影響 (寄与) することを知見した。即ち、鍛造材にとって共に重要な保安部位である、製品部とフラッシュ部との組織中の亜結晶粒の割合を高く作り込めば、製品部だけではなく、フラッシュ部も含めた鍛造材全体の高強度化、高靱性化および高耐食性化が再現性良く実現できる。
【００２３】
本発明において、製品部組織およびフラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を多く作り込めば、フラッシュ部を含めて、鍛造材の製品部の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を15J/cm2 以上とでき、耐応力腐食割れ性も向上できる。この結果、本発明鍛造材を、鉄ブッシュのような鉄鋼材料部材と直接接合したような場合でも、耐応力腐食割れ性が向上する。即ち、本発明における製品部組織およびフラッシュ部組織中の亜結晶粒化は、製品部を含めた鍛造材全体の高強度化、高靱性化および高耐食性化の品質の保証、再現性の保証となるものである。
【００２４】
これに対して、前記した高温鍛造により、製品部組織の平均結晶粒径を幾ら微細化させても、亜結晶粒の平均面積率割合が少なければ、製品部とフラッシュ部とを含めた鍛造材全体の高強度化と高靱性化、更には高耐食性化とを、再現性良く実現できない。また、前記した高温鍛造により、製品部組織を亜結晶粒化させても、フラッシュ部の方も併せて亜結晶粒化できる保障は必ずしも無い。前記した高温鍛造により、製品部組織を亜結晶粒化させる条件では、むしろ、後述する通り、フラッシュ部の方は亜結晶粒化しにくくなる。
【００２５】
製品部とフラッシュ部とを含めたミクロ組織中の亜結晶粒化 (結晶粒内への微細亜結晶粒形成) を促進して、できるだけ均一な亜結晶粒主体の組織とするためには、前記した高温鍛造においても、鍛造温度条件だけではなく、複数の各鍛造回数 (工程) での加工率や加工歪みを考慮する必要がある。この加工率や加工歪みは、特に製品部などの、鋳造組織の残留による強度や靱性の低下を防止し、形状精度を確保するとともに、結晶粒内への微細亜結晶粒形成のためには、できるだけ高くする必要がある。この加工率や加工歪み量が小さ過ぎる場合、前記高温での熱間鍛造を施しても、製品部とフラッシュ部とのミクロ組織を各々亜結晶粒主体、亜結晶粒割合が大きい組織とすることができない。また、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しやすい。
【００２６】
例えば、熱間鍛造の種類においても、メカニカルプレスによる鍛造よりも、油圧プレスによる鍛造などの方が、一回当たりの鍛造の加工歪みを鍛造素材に均一に加えやすい。したがって、ミクロ組織中の亜結晶粒の割合 (平均面積率割合) を高くしやすい。
【００２７】
このため、製品部とフラッシュ部とを含めた組織中の亜結晶粒化を促進し、できるだけ均一な亜結晶粒主体の組織とするためには、後述する通り、種々の鍛造方法ごとに、その鍛造回数や、複数の各鍛造回数 (工程) での鍛造温度と、製品部とフラッシュ部との加工率や加工歪みなど、各部位の鍛造条件を考慮して鍛造する必要がある。
【００２８】
【発明の実施の形態】
前記図1 で説明した通り、本発明で言うフラッシュ部とは、Al合金鍛造材本体である製品部2 とフラッシュ3 との境界部近傍における、型割り面4 に対し垂直なST方向の切断面およびその近傍の切断部5aの部位である。例えば、輸送機構造材としての自動車の足回り部品など、このフラッシュ部である切断部5aが、ブッシュ近傍に位置することとなる。足回り部品などにおいて、ブッシュのアウタカラーを挿入すると、アウタカラー周囲のAl合金鍛造材には引張応力が発生する。このアウタカラーには鉄製とアルミニウム合金製とがある。アウタカラーが鉄製の場合、Al合金鍛造材と鉄製アウタカラーとは異材接合となり、腐食環境下では電食を生じ易くなる。また、切断部5aおびその近傍は、ブッシュのアウタカラーの挿入により、鍛流線を引き剥がす方向に引張応力が発生し、この点からも、Al合金鍛造材と鉄製アウタカラーとの異材接合では、腐食環境下で電食を生じ易くなる。したがって、このフラッシュ部は、特に耐応力腐食割れが発生しやすい部位である。
【００２９】
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。このため、例えば、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とが一体に存在する鍛造材製品として用いられる。
【００３０】
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。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。
【００３１】
このフラッシュ部5aやその近傍の部分に、結晶粒粗大化が生じた場合、前記したように、ミクロ組織や結晶粒を制御しても、高強度化や高靱性化が果たせない。このため、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。
【００３２】
本発明における亜結晶粒は、後述する図3 の発明例に図示するように、結晶粒内に数多く形成される。この亜結晶粒は、通常の微細な結晶粒が100 μm 以下の50〜80μm 程度の平均粒径を有するのに対し、平均粒径が1 〜10μm と超微細である。このため、製品部２とフラッシュ部5aとの組織中の亜結晶粒の割合 (結晶粒内に形成される亜結晶粒数) である平均面積率割合を多くした場合、平均結晶粒径の微細化よりも、鍛造材の高強度化、高靱性化および高耐食性化が顕著に、また再現性良く実現できる。ただ、重要なことは、鍛造材の結晶粒を100 μm 以下の平均結晶粒径に微細化しても、結晶粒内に亜結晶粒が形成されるとは限らない。結晶粒が粗大化した場合には結晶粒内に亜結晶粒は形成されないが、後述する製造条件によっては、鍛造材の結晶粒が100 μm 以下の平均結晶粒径に微細化しても、結晶粒内に亜結晶粒が形成されない場合もある。
【００３３】
本発明において、ミクロ組織における亜結晶粒の割合を高くする、言い換えると、結晶粒内に微細な亜結晶粒を多数形成させれば、鍛造材の強度、耐力、靱性、耐耐応力腐食割れ性などを再現性良く向上できる。より具体的には、製品部2 組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を70% 以上とするとともに、前記フラッシュ部5a組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を40% 以上とすれば、前記製品部の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を15J/cm2 以上、好ましくは20J/cm2 以上と高くできる。また、製品部2 を含めて、フラッシュ部5aの耐応力腐食割れ性も向上できる。
【００３４】
このため、前記ブッシュなどの他の鉄鋼部材などとの接合や、引張応力が付加されて使用されるような、応力腐食割れの腐食環境が厳しい使用環境であっても、特にフラッシュ部5aの耐応力腐食割れ性を向上できる。言い換えると、本発明鍛造材の輸送機構造材への使用に際し、耐応力腐食割れ性を考慮した、アルミブッシュなどの使用や、鉄ブッシュの使用に際した特別なシールなどの手段は不要となる。
【００３５】
また、好ましくは、製品部2 組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を90% 以上とするとともに、前記フラッシュ部5a組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を50% 以上とすれば、鍛造材製品部２の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を20J/cm2 以上に高めることができる。また、製品部2 を含めて、フラッシュ部5aの耐応力腐食割れ性も更に向上できる。
【００３６】
一方、製品部2 組織中の亜結晶粒の平均面積率割合が70% 未満か、フラッシュ部5a組織中の亜結晶粒の平均面積率割合が40% 未満のいずれか、のようにミクロ組織中の亜結晶粒の割合が低ければ、鍛造材製品部２の平均結晶粒径を50〜80μm に微細化させても、鍛造材製品部２の0.2%耐力を350MPa以上およびシャルピー衝撃値を15J/cm2 以上と再現性良く実現できない。また、輸送機構造材としての使用中にフラッシュ部5aに引張応力が付加される場合には、前記した鉄鋼部材との接合による電食などとの相乗効果で、応力腐食割れが発生する可能性が高くなる。
【００３７】
なお、ミクロ組織中の亜結晶粒の割合 (平均面積率割合) を高くする製品部位は、必ずしも製品部位全てでなくても良い。亜結晶粒の割合を高くする製品部位は、必要に応じて、また、前記輸送機の構造材乃至部品などの鍛造材の用途に応じて適宜決定乃至選択される。例えば、アッパーアーム、ロアーアームなどの足回り部品では、高強度化、高靱性化および高耐食性化が必要な部位は、端部リング状の他の車体部材との接合部である前記フラッシュ部および製品部である。
【００３８】
この亜結晶粒の平均面積率割合(%) の測定方法を説明する。亜結晶粒の面積率割合とは、前記製品部2 やフラッシュ部5aの組織観察における、視野面積に対する亜結晶粒の占める合計面積の割合である。より具体的には、先ず、試料の組織観察面を機械研磨にて、鏡面状態まで仕上げる。そして、更に組織観察面を、10℃の2%苛性ソーダ水溶液中に20分浸漬した後、200 倍の光学顕微鏡によって観察し、ミクロ組織写真を撮影する。亜結晶粒の平均面積率割合(%) は、このミクロ組織写真より上記要領で算出する。後述する図3 の発明例の組織写真の通り、結晶粒と結晶粒内の亜結晶との区別は上記倍率の光学顕微鏡で明確に判別でき、1 視野当たりの亜結晶粒の面積率割合も算出できる。
【００３９】
この際、製品部2 やフラッシュ部5aの部位によるバラツキを考慮するため、製品部2 とフラッシュ部5aとの各々より、各5 個試料を採取し、各試料毎に5 視野を観察し、各視野毎の亜結晶粒の面積率割合を算出する。そして、製品部2 とフラッシュ部5aとの各々、合計25視野の各亜結晶粒の面積率割合の平均値を、亜結晶粒の平均面積率割合(%) とする。なお、鋳造材や鍛造材の平均結晶粒径も上記測定方法、条件で測定できる。
【００４０】
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。本発明鍛造材のAl合金化学成分組成は、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食性乃至耐久性を保証する必要がある。
【００４１】
したがって、本発明に係るAl合金鋳造材、あるいは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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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、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。
【００４５】
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、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。
【００４６】
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)3SiAl12、Al3Zr 、(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、結晶粒の粗大化を防止するとともに、製品部やフラッシュ部を微細な亜結晶粒主体の組織とすることができる。また、Mn、Cr、Zrは、各々固溶による強度およびヤング率の増大も見込める。
【００４７】
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。但し、Zrの場合、Tiを含む場合などに鋳造の条件によっては、却って鋳塊の結晶粒微細化を阻害する要因ともなる可能性もあるので、このような場合にはZrを使用せず、Zrの含有量を極力抑制する。
【００４８】
以下に記載する元素は基本的に不純物であるが、各々の含有効果もあり、以下に各々記載する含有量まで許容される。
Cu:0.50%以下。Cuは不純物であり、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。また、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。
【００４９】
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% 以下のできるだけ少ない含有量に規制することが好ましい。
【００５０】
水素:0.25 ml/100g Al以下。水素(H2)は不純物であり、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0.25ml以下の、できるだけ少ない含有量とすることが好ましい。
【００５１】
Ti:0.1% 以下。Tiは不純物であるが、鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造材組織を微細な亜結晶粒とする効果がある。しかし、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、Tiの含有量は0.1%以下の含有まで許容する。
【００５２】
B:300ppm以下。B は不純物であるが、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効果もある。しかし、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、B は300ppm以下の含有まで許容する。
【００５３】
Zn:1.0% 以下。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、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、Znは1.0%以下の含有量まで許容する。
【００５４】
Be:100ppm 以下。Beは空気中におけるAl溶湯の再酸化を防止する。しかし、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、Beは100ppm以下の含有量まで許容する。
【００５５】
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、微細な亜結晶粒を得ることができる。しかし、0.15% を越える過剰な含有は、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。
【００５６】
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合金鍛造材の製造工程自体は、前記した鍛造条件を除き、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。
【００５７】
ここで、Al合金鋳塊 (鋳造材) の平均結晶粒径を100 μm 以下として、鍛造材の製品部やフラッシュ部の亜結晶粒化を促進さるためには、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、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。
【００５８】
次いで、このAl合金鋳塊 (鋳造材) の均質化熱処理温度は400 〜 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、Mn、Cr、Zrなどの分散粒子が粗大化して、フラッシュ部の亜結晶粒化を促進する分散粒子自体の数も不足する。一方、均質化熱処理温度が400 ℃未満と低過ぎると、粗大な晶出物が残存し、鍛造製品を高強度化、高靱性化することが難しくなる。
【００５９】
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、輸送機構造材の最終製品形状 (ニアネットシェイプ) のAl合金鍛造材に成形する。この際、製品部やフラッシュ部の組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を前記した通り高くし、できるだけ均一な亜結晶粒主体の組織とするためには、製品部やフラッシュ部の熱間鍛造加工温度、即ち、熱間鍛造開始温度と終了温度とを450 ℃以上の比較的高い温度とする。例えば、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450 ℃以上のより高温に保証することが困難となり、製品部やフラッシュ部などの鍛造材組織中の亜結晶粒の平均面積率割合を高くすることができない。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。そして、分散粒子が粗大化し、亜結晶粒の割合を高くできなくなる。更に、実質的な加工量が少なくなりすぎ、結晶粒が亜結晶粒化しにくくなる。したがって、熱間鍛造開始温度と終了温度との加工温度は450 ℃以上とし、好ましくは450 〜570 ℃の温度範囲とする。
【００６０】
前記した通り、製品部とフラッシュ部とが必然的に存在する前記足回り部品などの型鍛造品において、製品厚みが大きい製品部では加工率が小さくなり、一方、製品部に比して厚みが著しく薄いフラッシュ部では加工率が大きくなる。このような場合、前記熱間鍛造の加工温度を450 ℃以上に高温としても、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く、亜結晶粒にはなりにくい。
【００６１】
このため、製品部やフラッシュ部の亜結晶粒化を促進し、均一な亜結晶粒主体の組織とするためには、前記した高温鍛造を前提とし、フラッシュ部の加工率や加工歪みなどを小さく、製品部のそれを大きくする必要がある。但し、製品部も含めて、加工率や加工歪みは、鋳造組織の残留による強度や靱性の低下を防止し、形状精度が出せる分は少なくとも確保する。これは、複数の各鍛造回数 (工程) であっても、一回の鍛造であっても同様である。この点、製品部の鍛造における歪み量の合計を60〜90%程度とすることが、フラッシュ部の亜結晶粒化にとっても好ましい。一回の鍛造の場合は、鍛造における歪み量をこの量とし、複数の各鍛造回数の場合には、合計の歪み量をこの量とする。
【００６２】
熱間鍛造の種類においても、一回当たりの鍛造の加工歪みを鍛造素材に均一に加えやすく、加工率や加工歪みを制御しやすい、油圧プレスによる鍛造を選択する方が好ましい。油圧プレスでは、メカニカルプレスよりも、より小さい加工率や加工歪みで、鋳造組織を加工組織とでき、形状精度も出せるので、フラッシュ部を含めて均一な亜結晶粒主体の組織としやすい。
【００６３】
また、メカニカルプレスによる鍛造でも、鍛造素材にできるだけ均一に加工歪みを加えることが好ましい。ただ、メカニカルプレスによる鍛造では、鍛造製品形状によっては、均一に加工歪みを加えることには限界がある。したがって、このような場合には、油圧プレスによる鍛造を選択するか、鍛造形状の設計変更を行なう必要がある。
【００６４】
これらの鍛造後、輸送機構造部材としての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。なお、本発明鍛造材は、これら調質処理の前後に、また、輸送機構造材として取り付けられるまでに、輸送機構造材として必要な、機械加工や表面処理などが適宜施されても良い。
【００６５】
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。また残留応力も高くなり、製品の寸法、形状精度が低下する。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。
【００６６】
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。
【００６７】
なお、前記した、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。
【００６８】
【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 〜7 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の鋳造棒) を、半連続鋳造法により、20℃/ sec の冷却速度により鋳造した。この表1 に示す合金番号1 〜4 は本発明範囲内の化学成分組成の発明例で、合金番号5 はSi含有量が低めに外れた比較例、合金番号6 はMn、Cr、Zrをいずれも含まない比較例である。また、上記鋳塊 (鋳造材) の平均結晶粒径 (μm)も表1 に示す。なお、合金番号1 〜6 の100gのAl中のＨ2 濃度は全て0.10〜0.15mlであった。
【００６９】
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、500 ℃ (昇温時間は1 〜4 時間) で4 時間均質化熱処理後、熱間鍛造条件、即ち、開始温度、最終終了温度、製品部の加工率( 歪み量)などを種々変えて、メカニカルプレスおよび油圧プレスのいずれかを用いて、図1に示したような略角形鍛造材に鍛造した (加工率を変化させたために鍛造材の大きさ、径などは各々異なる) 。
【００７０】
この際、表2 にM で示すメカニカルプレスを用いた鍛造条件は、前記図2 に示した上下金型を用い、フラッシュランドの隙間1.5 〜3mm で、再加熱なしに3 回鍛造した。また、表2 にO で示す油圧プレスを用いた鍛造は、上下金型を用い、1 回で鍛造した。鍛造材の加工率は、鍛造材製品部における合計の歪み量(%) で表2 に示す。
【００７１】
これらの鍛造後、溶体化および焼き入れ処理、人工時効硬化処理して、試験用鍛造材を作製した。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540 ℃で5 時間行い、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180 ℃×5 時間の人工時効硬化処理を行った。
【００７２】
なお、表2 の熱間鍛造の歪み量(%)Cは、鍛造材製品部における平均結晶粒間隔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。この際、歪み量が小さく、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。
【００７３】
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。この鍛造材の特性の内、フラッシュ部と製品部における結晶粒の平均粒径と亜結晶粒の平均面積割合とは前記した要領で測定した。この内、フラッシュ部と製品部亜結晶粒の平均面積割合が高い発明例6 と、亜結晶粒の平均面積割合が低い比較例9 との、製品部におけるミクロ組織を図3 、4 に図面代用写真で各々示す。
【００７４】
また、各鍛造材の製品部より、各々引張試験片A (L方向) とシャルピー試験片B (LT 方向) を任意の箇所から各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。これらの機械的な特性の測定用試験片は微小なフラッシュ部からは採取しにくいため、フラッシュ部の特性もこの製品部の特性で代用する。
【００７５】
更に、応力腐食割れ試験は、フラッシュ部と周辺部とを採取し、C リング状の試験片に加工して行った。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、鍛造材がフラッシュ部に対し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3 に示す。
【００７６】
図3 の発明例6 と、図4 の比較例9 との製品部のミクロ組織を比較すれば分かる通り、発明例6 は平均粒径が約250 μm 程度の等軸状の再結晶粒である。そして、この結晶粒内に平均粒径が約3 μm 程度の微細な亜結晶粒が多数形成されている。これに対して、図4 の比較例9 は平均粒径が約1000μm 程度の粗大粒である。そして、この結晶粒内には殆ど微細な亜結晶粒が形成されておらず、図の右側の中央部に僅か10% 程度の面積率割合で形成されているのみである。
【００７７】
表3 から明らかな通り、これら製品部の亜結晶粒の平均面積率割合を80% 以上とした発明例鍛造材は、0.2%耐力が350MPa以上およびシャルピー衝撃値が15J/cm2 以上である。また、発明例鍛造材は、フラッシュ部の亜結晶粒の平均面積率割合が40% 以上であり、耐応力腐食割れ性にも優れている。また、亜結晶粒の平均面積率割合を90% 以上とした発明例2 の鍛造材は、0.2%耐力が350MPa以上であるとともに、シャルピー衝撃値が40J/cm2 と20J/cm2 以上である。ここで、特に、発明例1 と 2、6 と7 、11と12との各比較において、油圧プレスによる鍛造などの方が、同様の合金組成と鍛造条件では、メカニカルプレスによる鍛造よりも、フラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合が高くなっている。
【００７８】
これに対し、熱間鍛造の開始温度や最終終了温度が低過ぎる比較例4 、5 、9 、10、14、15などの鍛造材は、本発明範囲内の組成のAl合金を用いても、製品部やフラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合が低い。この結果、強度、耐力、靱性、耐応力腐食割れ性などが発明例に比して著しく劣る。
【００７９】
また、本発明範囲内の組成のAl合金を用い、熱間鍛造の開始温度や最終終了温度が高い高温鍛造を施していても、製品部の加工率が低い比較例3 、8 、13は、製品部やフラッシュ部組織中の亜結晶粒の平均面積率割合が低く、強度、靱性、耐応力腐食割れ性などが、特に同じAl合金の発明例に比して著しく劣る。更に、Si含有量が0.36% と下限未満であり低過ぎるAl合金5 を用いた比較例17、18は、熱間鍛造の開始温度や最終終了温度が高い高温鍛造を施し、製品部やフラッシュ部組織中の亜結晶粒面積率割合を高めても、強度、耐力などが著しく劣る。更に、遷移元素を含まないAl合金6 を用いた比較例19、20は、表1 の鋳造材や表3 の鍛造材の各結晶粒が著しく粗大化しており、結晶粒内に亜結晶粒も形成されていない。このため、強度、耐力などが著しく劣る。
【００８０】
そして、特にこれら比較例3 、8 、13では、製品部の平均結晶粒径が41〜58μm と、発明例と同程度に細かいにもかかわらず、亜結晶粒の平均面積率割合が70% 未満と低い。したがって、これらの結果から、結晶粒の粗大化によって亜結晶粒ができないだけではなく、前記した通り、結晶粒径が細かくても、結晶粒内に亜結晶粒が形成されるとは限らないことが分かる。そして、以上の結果から本発明亜結晶粒の面積率規定の臨界的な意義が分かる。
【００８１】
【表１】
0003726087.tif 000002
【００８２】
【表２】
0003726087.tif 000003
【００８３】
【表３】
0003726087.tif 000004
【００８４】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度化、高靱性化および高耐食性化させた輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法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】  Al合金鍛造材を示す一部断面斜視図である。
【図２】本発明Al合金鍛造用金型を示す断面図である。
【図３】本発明鍛造材製品部のミクロ組織を示す図面代用写真である。
【図４】比較例鍛造材製品部のミクロ組織を示す図面代用写真である。
【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、
【図１】
0003726087.tif 000005
【図２】
0003726087.tif 000006
【図３】
0003726087.tif 000007
【図４】
0003726087.tif 000008