(57)【要約】【課題】    再現性よく製造が可能な、高強度、高靱性で、かつ高耐食性である、輸送機構造材用Al-Mg-Si系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】    Al-Mg-Si-Mn系アルミニウム合金鍛造材であって、質量% で、Mg:0.6〜1.0%、Si:0.8〜1.5%、Mn:0.6〜1.2%を含み、Cu:0.15%以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物からなるとともに、導電率が26〜32%IACS である鋳造ビレットを熱間型鍛造してなり、鍛造材のフラッシュ切断面組織中の再結晶粒の平均面積率が20% 以下であることとし、鍛造材の耐食性を向上させる。【選択図】      図１
2006274415.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Al-Mg-Si-Mn系アルミニウム合金鍛造材であって、質量% で、Mg:0.6〜1.0%、Si:0.8〜1.5%、Mn:0.6〜1.2%を含み、Cu:0.15%以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物からなるとともに、導電率が26〜32%IACS である鋳造ビレットを熱間型鍛造してなり、鍛造材のフラッシュ切断面組織中の再結晶粒の平均面積率が20% 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高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項２】
更に、質量% で、Cr:0.05 〜0.25%,Zr:0.05〜0.20%のうち１種または２種を含有する請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項３】
前記鍛造材のT6処理後の、0.2%耐力が平均で350MPa以上、シャルピー衝撃値が平均で20J/cm2 以上である請求項１または２に記載の耐応力腐食割れ性に優れた高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項４】
前記鍛造材が自動車足回り部品である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れた高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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高強度構造部材用Al-Mg-Si系アルミニウム合金鍛造材 (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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【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、所謂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。
【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。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) 。
【０００５】
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知られている。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（特許文献３、４、５、６参照) 。
【０００６】
更に、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、前記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行なうことも知られている（特許文献７、８参照) 。
【特許文献１】特開平07-145440 号公報 (全文)
【特許文献２】特開平06-256880 号公報 (全文)
【特許文献３】特開2000-144296 号公報 (全文)
【特許文献４】特開2001-107168 号公報 (全文)
【特許文献５】特開2002-294382 号公報 (全文)
【特許文献６】特開2004-68076号公報 (全文)
【特許文献７】特開平5-247574号公報 (全文)
【特許文献８】特開2002-348630 号公報 (全文)
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、鋳造材の段階で晶析出物 (晶出物や析出物) やデンドライト二次アーム間隔(DAS) を微細化しても、また、前記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も、6000系Al合金鍛造材では、再結晶を抑制することは難しい。再結晶が生じると，強度は低下し，また粒界に沿った応力腐食割れ（ＳＣＣ）が発生し易くなる。特に，型鍛造時に生じるフラッシュ部と称されるバリ部の組織中に、上記鍛造および溶体化処理工程において、再結晶が生じ粗大結晶粒が発生する傾向がある。
【０００８】
鍛造材のフラッシュ切断面とは、鋳造ビレットの熱間型鍛造時に必然的に生じるフラッシュ部 (バリ部) を、製品鍛造材から切断除去した際の、製品鍛造材側に残る切断面である。このフラッシュ部乃至フラッシュ切断面組織は、後述する通り、他の製品部の加工率に比して、高加工率となり、加工歪みがより蓄積されている。このため、前記した従来技術に沿っても、鍛造材のフラッシュ部以外の製品部やフラッシュ切断面部で、再結晶さらには粗大結晶粒の発生を防止し得ない場合がある。
【０００９】
前記足回り部品などの型鍛造品では、製品部においては高加工度な部位が、また製品部に対するフラッシュ切断面が必然的に生じる。特に、フラッシュ切断面においては，熱間鍛造時の加工率が極めて大きい。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、前記フラッシュ部の加工率は複数回の鍛造の合計で概ね90% 以上の高加工率となり易い。このため、フラッシュ切断面では、溶体化処理工程において、再結晶が生じ粗大結晶粒が発生し易い。
【００１０】
これに対し、製品中の加工度を低減すると、晶出物は破壊されにくくなり、製品中に粗大な晶出物が残存するため，強度さらには衝撃値の低下をもたらす。また、フラッシュ切断面の加工率を下げようとすると、実質的に製品部の加工度は低くなり、強度、衝撃値の低下をもたらす。更に加工度の低減は、鋳造組織が残留して、鍛造材の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。
【００１１】
しかも重大なことには、製品部ならびにフラッシュ切断面に粗大結晶粒が発生した場合、耐応力腐食割れ性が著しく低下することである。この問題は、鍛造材の使用環境において、鍛造フロー方向に平行な結晶粒界に対し、９０°方向に結晶粒界を引き剥がそうとする引張応力が生じた場合で、特に腐食環境下においては深刻な問題となりうる。
【００１２】
この様な事情に鑑み、本発明の目的は、再現性よく製造が可能な、高強度、高靱性で、かつ高耐食性である、輸送機構造材用Al-Mg-Si系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。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
この目的を達成するための、本発明耐応力腐食割れ性に優れた輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の要旨は、Al-Mg-Si-Mn系アルミニウム合金鍛造材であって、質量% で、Mg:0.6〜1.0%、Si:0.8〜1.5%、Mn:0.6〜1.2%を含み、Cu:0.15%以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物からなるとともに、導電率が26〜32%IACS である鋳造ビレットを熱間鍛造してなり、鍛造材のフラッシュ切断面の再結晶粒の平均面積率が20%以下であることとする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明では、鋳造ビレットの段階で、鋳造時の冷却速度を高速化し、鋳造組織中にMnを出来るだけ固溶させる。鋳造ビレットの上記導電率の規定は、鋳造ビレットに含有される (添加される)Mn の内、Mn化合物として晶出するMn量を減らすとともに、固溶Mn量を増やす、あるいは必要量確保するための規定である。
【００１５】
この種鍛造材用の通常の鋳造ビレットでは、6000系のAl合金成分組成やビレット径などにもより、鋳造の際の冷却速度が遅くなると、鋳造ビレットに含有される (添加される)Mn の内、Mn化合物として粗大に晶出するMn量が増大しやすい。このため、鋳造ビレット中の固溶Mn量は必然的に少なくなる。
【００１６】
このように、鋳造ビレット中の固溶Mn量が少なくなった場合、鋳造ビレットの均質化熱処理において、組織中にあらたに微細分散析出するMn化合物量が減る。一方、鋳造ビレットに粗大に晶出した前記Mn化合物には、再結晶の抑制効果は小さい。この結果、再結晶を抑制するMn化合物量が不足し、鍛造時に生じる製品部高加工度部位ならびに鍛造材のフラッシュ部において、再結晶を抑制することができなくなる。言い換えると、加工歪みをより加えられた製品部高加工度部位ならびにフラッシュ切断面では、溶体化処理工程において、特に、再結晶が生じ粗大結晶粒が発生しやすくなる。
【００１７】
従来において、前記足回り部品などの型鍛造品で、例えばフラッシュ切断面における粗大結晶粒発生を、再現性良く防止し、また、再現性良く亜結晶粒に微細化できなかった理由は、ここにある。
【００１８】
本発明では、鋳造ビレットの段階で、Mnを鋳造組織中にできるだけ固溶させる。このため、均質化熱処理において、組織中に微細分散析出するMn化合物量を増すことができ、結晶粒の微細化効果を得るに足る微細なMn化合物を、高密度に分散析出させることができる。この結果、製品高加工部位、特に加工歪みをより加えられたフラッシュ切断面であっても、結晶粒を微細化させ、亜結晶粒化させることができる。
【００１９】
そして、本発明では、更に、鋳造ビレットの段階での固溶Mn量を確保するために、これまでは、強度を確保するために、必要量含有させていたCu、Mgの含有量を低減する。Cu、Mgは、鋳造ビレットの組織中に固溶しやすく、Cu、Mgが固溶した分、鋳造ビレット組織中のMn固溶量は低くなる。この結果、固溶量以上のMnは粗大な化合物として組織中に晶出する。この結果、Mn含有量 (添加量) を多く含有したとしても、固溶Mn量は低くなる。また、均質化熱処理に析出する微細Mn化合物を必要量確保できなくなる。
【００２０】
更に、本発明では、Cu、Mgの含有量を低減したとしても、Cu、Mgを多く含有する従来のアルミニウム合金鍛造材に比して、強度低下はさほどではなく、また、却って、靱性が高くなる。これは、上記再結晶を抑制し加工組織 (亜結晶粒化) させた効果、Mnの固溶硬化、またさらには粗大なMn化合物の形成を抑制した効果によるものである。この結果、Cu、Mgを多く含有する従来のアルミニウム合金鍛造材に比して、遜色なく、高強度、高靱性化が図れる。また、低Cu化で耐食性の向上も図れる。
【００２１】
しかも、製品部高加工度部位ならびにフラッシュ切断面部の再結晶を抑制した効果によって、鍛造フロー方向に平行な結晶粒界に対し、９０°方向に結晶粒界を引き剥がそうとする引張応力が生じた状態で、腐食環境で使用される場合においても、耐応力腐食割れ性に優れた高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材としての信頼性が優れるという効果を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
(Al合金鍛造材) 
以下に、本発明Al合金鍛造材の実施態様につき具体的に説明する。先ず、前記自動車足回り部品など、本発明で前提とするAl合金鍛造構造部材について、以下に説明する。
【００２３】
鍛造材の高加工部としてフラッシュ部を用いて以下説明する。図1 に、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、フラッシュ切断面 (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。
【００２４】
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、切断後において、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切断面5aとが必然的に存在するようになる。
【００２５】
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 とフラッシュ切断面5aとでは、熱間鍛造時の加工率が大きく異なる。この点、通常はフラッシュ切断面5a (あるいは旧フラッシュ部) の方の加工率が90% 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切断面5aでは、加工歪みをより加えられているため、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。
【００２６】
このフラッシュ切断面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、上記製品部の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、このフラッシュ切断面5aやその近傍が構造材としての使用中に、腐食環境に対する外表面となったり、前記ST方向に引張応力が付加される場合、あるいは、鉄系部材と直接接合されるなどの場合には、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。
【００２７】
(再結晶)
このため、本発明では、フラッシュ切断面5a組織中の再結晶の平均面積率を20% 以下とする。このようにフラッシュ切断面5a組織の再結晶を抑制することで、構造材として、引張応力が付加されて用いられる、塩水腐食環境下で用いられるさらに鉄部品と接合して用いられる、などの厳しい腐食環境使用条件の場合にも、耐応力腐食割れ性に優れた高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材としての信頼性を確保できる。
【００２８】
本発明で言う再結晶は，溶体化処理時の昇温速度途中に生じる回復・再結晶を示す。再結晶粒の特定 (平均粒径の測定) は、製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面5aの断面組織を、電解エッチング法で、各々の結晶粒を鮮明化させ、偏光顕微鏡を用いて倍率２５〜１００倍で写真撮影し、切断法（既知の長さの線分によって完全に切断される結晶粒の数を数え、その切断長さの平均値をもって表示するもので、ＪＩＳ  Ｇ０５２２に規定される鋼のフェライト結晶粒度試験方法に準拠する）により測定する。
【００２９】
本発明では、このような製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面5aにおける再結晶の抑制を、鋳造ビレットにおける固溶Mn量の確保や、Cu、Mg含有量の低減 (規制) などによって行なう。この製品高加工部ならびにフラッシュ切断面5aの再結晶が抑制される条件であれば、加工率が低くなるAl合金鍛造材1 の製品部2 (製品の中で高加工部を除いた部位)の方の再結晶ならびに結晶粒粗大化は必然的により抑制される。
【００３０】
(鋳造ビレット)
先ず、本発明では、鋳造ビレットにおける固溶Mn量を確保するために、鋳造ビレットの導電率によって、固溶Mn量を間接的に規定する。本発明における特定成分組成系の範囲内においては、鋳造ビレットの導電率は、Mnの多くが固溶しているか、Mnの多くが化合物として晶出しているかによって、大きく異なる。
【００３１】
一方で、固溶Mn量は直接測定しにくい。更に、観察可能な比較的大きな粒径を有するMn化合物を測定し、Mn化合物として存在するMnの元素量A と、鋳造ビレット中の合計Mn含有量B との比A(質量%)/B (質量%)や割合で間接的に求める方法もあるが、分析、測定が非常に高価、煩雑となる。
【００３２】
したがって、本発明では、固溶Mn量と良く対応し、測定が比較的簡便な導電率によって、鋳造ビレットにおける固溶Mn量を規定する。
【００３３】
本発明では、この固溶Mn量を、鋳造ビレットの導電率で25〜30%IACS の範囲と規定する。鋳造ビレットの導電率が下限の25%IACS 未満の場合、鋳造ビレットにおけるMnの多くが化合物として晶出しており、必要固溶Mn量を確保できなくなる。一方、鋳造ビレットの導電率が上限の30%IACS以上の場合、Mn含有量自体が不足するなどして、やはり必要な固溶Mn量を確保できなくなる。
【００３４】
このため、鋳造ビレットの導電率が25%〜30%IACS の範囲を外れた場合には、鋳造ビレットの均質化熱処理において、Mnが組織中に微細分散析出して、特に、製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面組織の再結晶を抑制するに足るMn化合物析出量が不足する。
【００３５】
(Mn 化合物) 
因みに、本発明で言う、均質化熱処理時に微細に析出するMn化合物は、Al-(Fe・Mn・Cr)-Si系金属間化合物である。これらの均質化熱処理時に微細に析出した分散粒子は、再結晶を抑制するとともに、再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。このため、製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面5aにおける再結晶の抑制、結晶粒の粗大化を防止することができる。
【００３６】
(化学成分組成) 
次に、本発明Al合金鍛造材乃至鍛造材用鋳造材における、化学成分組成について説明する。本発明の6000系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。
【００３７】
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合金の内、特に、Mg:0.6〜1.0%、Si:0.8〜1.5%、Mn:0.6〜1.2%を含み、Cu:0.15%以下に規制し、残部Alおよび不可避的不純物からなるものとする。なお、各元素量における% 表示はすべて質量% の意味である。
【００３８】
次に、各元素の含有量の臨界的意義について、以下に説明する。
【００３９】
Mg:0.6 〜1.0%。
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、1.0%を越えて含有されると、鋳造ビレット中のMnの固溶を妨げる。また,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 〜1.0%の範囲とする。
【００４０】
Si:0.8〜1.5%。
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0.8%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、1.5%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0.8 〜1.5%の範囲とする。
【００４１】
Mn:0.6 〜1.2%。
Mnは、鋳造ビレットの前記固溶Mn量、ひいては、鋳造ビレットの均質化熱処理において微細分散析出して、特に、製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面の再結晶を抑制させるMn化合物析出量を確保するために必須である。Mn含有量が0.6%未満では、再結晶を抑制するまでに必要な、前記固溶Mn量、ひいては、前記Mn化合物量が確保できなくなる。一方、1.2%を超える過剰な含有は、溶解、鋳造時に、鋳造ビレット中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。
【００４２】
CrおよびZr。
なお、Mnと同様に、鋳造ビレットの均質化熱処理において微細分散粒子を形成するCrおよびZrは、再結晶を抑制するため，必要に応じてCr:0.05-0.25%、Zr:0.05-0.20%を添加してもよい。なおCr化合物は溶体化処理後の焼入感受性を高くし、強度の低下をもたらしやすい。従って、溶体化処理後の焼入冷却速度が遅くなる場合には、Cr添加量は低減が望ましい。また、ZrはTi、B の微細化効果を阻害し、鋳造ビレットの結晶粒を粗大化させ易い。従って、鋳造ビレットの結晶粒が製品特性を阻害する場合には、含有量の低減が望ましい。また、Cr、Zr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。
【００４３】
Cu:0.15% 以下。
本発明では、鋳造ビレットの段階での固溶Mn量を確保するために、これまでとは逆に、Cuの含有量を0.15%以下に低減する。前記した通り、Cuは、鋳造ビレットの組織中に固溶しやすく、Cuを0.15%を超えて含有した場合には、鋳造ビレット組織中にMnを必要量固溶できなくなる。この結果、Mnは粗大な化合物として組織中に晶出し、合金系としてMn含有量 (添加量) を多く含有したとしても、均質化熱処理に析出する微細Mn化合物は減少し、また固溶Mn量は低下し、強度は低くなる。また、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、この観点からもCu含有量をできるだけ少なく規制する。
【００４４】
更に、本発明では、Cuの含有量を0.15%以下に低減したとしても、Cuを多く含有する従来のアルミニウム合金鍛造材に比して、強度低下はさほどではなく、また、却って靱性などが高くなる。
【００４５】
Fe:0.50%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0.50% 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。
【００４６】
Zn 、Ti、B 、Be、V等
Zn、Ti、B 、Be等は各々目的に応じて選択的に含有される元素である。例えば、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。しかし，Znの0.005%未満の含有では人工時効で十分は強度は得られず、一方、0.5%を超えて含有されると、耐食性が顕著に低下する。したがって、含有する場合のZnの含有量は0.005〜1.0%の範囲にすることが好ましい。
【００４７】
Tiは鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造時の加工性、また製品の強度、衝撃値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、この効果が得られず、一方、0.1%を超えて含有されると、粗大な晶出物を形成し、鍛造時の加工性、製品の強度、衝撃値を低下させる。従って、含有する場合のTiの含有量は0.001〜0.1%の範囲にすることが好ましい。
【００４８】
B はTiと同様に鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造時の加工性、また製品の強度、衝撃値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% を超えて含有されると、粗大な晶出物を形成し、鍛造時の加工性、製品の強度、衝撃値を低下させる。従って、含有する場合のB の含有量は1 〜300ppmの範囲にすることが好ましい。
【００４９】
Beは空気中におけるAlの溶湯の酸化を防止するために含有される元素である。しかし、0.1ppm未満の含有ではこの効果が得られず、一方、100ppm%を超えて含有されると鍛造時の加工性等を低下させる。したがって、含有する場合のBeの含有量は0.1 〜100ppmの範囲とすることが好ましい。
【００５０】
Vは、Mn、Cr、Zr 等と同様に、主として均質化熱処理時に化合相(分散粒子)を生成する。これらの化合相は再結晶の抑制、再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。しかし過剰な含有は溶解、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、靱性を低下させる原因となる。従って、V を含有させる場合は0.15%以下とする。
【００５１】
(鍛造材の製造方法) 
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説明する。本発明におけるAl合金鍛造材の製造自体は、基本的に、常法により製造が可能であり、それが本発明の利点でもある。ただ、Mnを鋳造組織中にできるだけ固溶させる、あるいは、均熱処理で微細分散Mn化合物を析出させる、好ましい条件があり、以下に説明する。
【００５２】
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、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。但し、本発明では、鋳造ビレットの段階で、Mnを鋳造組織中にできるだけ固溶させるため、生産性を阻害しない範囲で小径の鋳造ビレット（鋳塊）を使用する、あるいは冷却能を高めて、冷却速度をできるだけ速めることが好ましい。鋳造ビレットの冷却速度が遅い場合、Al合金成分組成が範囲内であったとしても、必要固溶Mn量が不足し、Mn化合物として粗大な晶出物が生じる可能性がある。この点、鋳造の際の冷却速度は10℃/sec以上とすることが好ましい。
【００５３】
次いで、この鋳造ビレットの均質化熱処理温度は500 〜 580℃の温度範囲とすることが好ましい。均質化熱処理温度が580 ℃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化合物分散粒子が粗大化し、再結晶の抑制効果を発揮する分散粒子自体の数も不足する。
【００５４】
一方、均質化熱処理温度が500 ℃未満と低過ぎると、均質化処理不足が生じ晶出物の微細化（一部は固溶）が不足するため、鍛造製品の高靱性化が難しくなる。
【００５５】
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型鍛造して、製品形状の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は550 〜400℃とする。この熱間鍛造開始温度が400 ℃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、熱間鍛造加工自体が困難となる。また、材材料中に蓄積される転位密度が高くなりすぎ、特に製品高加工部位ならびにフラッシュ切断面で，溶体化処理時に再結晶が生じ易くなる。一方、熱間鍛造開始温度が550℃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。なお、最終鍛造終了温度は、材料中に蓄積される転位密度を低くするため、例えば350℃以上の極力高温が望ましい。
【００５６】
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。
【００５７】
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。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35〜85℃の温湯焼入が好ましい。ここで、温湯焼入温度が35℃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。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【実施例】
【００６０】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に化学成分組成を示す各Al合金鋳造ビレット(Al 合金鋳塊)を、半連続鋳造法により鋳造した。この際、表2 に示すように、鋳塊サイズを直径70mmから400mmまで変化させて各ビレットを作製した。これにより,鋳造の際の冷却速度(鋳塊中心部)を1〜25℃/ sec まで変化させた。表1 に示す1 〜3 は本発明範囲内の合金組成、4 〜8 は本発明範囲外の合金組成である。
【００６１】
この各鋳造ビレットの導電率(%IACS) の測定結果を表２に示す。これらの導電率は、各鋳造ビレットを切断し、切断面をエメリ紙♯1000で研磨後、切断面中央部 (ビレットの中心部) を、渦電流式導電率測定装置により測定した。測定試料数(n数) は10個で、導電率はこれらの平均値として求めた。
【００６２】
次ぎに、各鋳造ビレットの外表面を厚さ3mm 面削して、長さ500mm に切断後、共通して、520 ℃×4 時間の均質化熱処理を施した。均質化熱処理温度までの昇温時間は6 時間である。その後、熱間鍛造を行い、前記図1 、2 に示したような略足回り部材形状の鍛造材を製造した。
【００６３】
鍛造条件は共通して、鍛造開始温度500℃、鍛造終了温度450 〜500 ℃とした。また、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2 の加工率が3 回の鍛造の合計で80〜85% 、フラッシュ切断面5a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。なお、加工率C は、鍛造材の鍛流線の間隔（晶出物列のどうしの間隔）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。
【００６４】
この鍛造材を、共通して、560 ℃×3 時間の溶体化処理、および190 ×5 時間の人工時効硬化処理を行い、調質 T6 材とした。溶体化処理は、空気炉を用いて、昇温時間を1 〜2 時間として行い、溶体化処理した後60℃の温水に焼入れを行い、その後15分以内に、上記人工時効硬化処理を行った。
【００６５】
これら各鍛造材の特性評価結果を表2 に示す。なお、表2 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 (μm)およびフラッシュ切断面5aの亜結晶粒面積率(%) は前記した要領で測定した。また、各鍛造材製品部2 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。
【００６６】
また、応力腐食割れ試験は、各鍛造材より、フラッシュ切断面5a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LT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、塩水腐食環境下での使用を模擬して、 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。
【００６７】
これらの結果、C リング試験片に、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。
【００６８】
表2 から明らかな通り、発明例1 、2 、4 、5 、7 、8 は、本発明範囲内の化学成分組成とし (表1 の1 〜3 のAl合金) 、鋳造ビレットの導電率を26〜32%IACS の範囲としている。
【００６９】
また、上記各発明例における、各鋳造ビレット組織の200〜500倍のSEM (走査型電子顕微鏡) による、任意の10箇所の視野観察では、粗大なMn晶出物は観察されず、Mnは多くが鋳造ビレット組織中に固溶していると推測された。
【００７０】
この結果、表２から、上記各発明例は、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の再結晶粒の平均面積率が20%以下である。これは、鋳造ビレット組織中の固溶Mnが均質化熱処理時に析出した、微細なMn析出物の結晶粒微細化効果が発揮されたためである。したがって、耐力 (σ0.2)が350MPa以上およびシャルピー衝撃値が20J/cm2 以上と、強度、靱性が高い。そして、厳しい使用環境や腐食環境を模擬した上記応力腐食割れ試験において、鍛造材フラッシュ切断面5aは、耐応力腐食割れ性にも優れている。
【００７１】
これに対し、比較例3 、6 、9 は、本発明範囲内の化学成分組成としながら (表1 の1 〜3 のAl合金) 、鋳造時の冷却速度が遅く、鋳造ビレットの導電率が上限の32%IACS を超えている。このため、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の再結晶粒の平均面積率が上限20%以上の高いものでしかない。この結果、同じ組成のAl合金同士の発明例1 、2 と、4 、5 と、7 、8 との各々の比較において、特に、上記応力腐食割れ試験で、鍛造材フラッシュ切断面5aの耐応力腐食割れ性が、発明例に比して著しく劣っている。また、耐力( σ0.2)およびシャルピー衝撃値も、発明例に比して著しく劣っている。
【００７２】
また、上記比較例3 、6 、9 における、発明例と同様の各鋳造ビレット組織のSEM観察では、粗大なMn晶出物が多く観察され、鋳造ビレット組織中に固溶しているMnは少ないと推測された。したがって、比較例3 、6 、9 では、鋳造ビレット組織中の固溶Mnが均質化熱処理時に析出した、微細なMn析出物の数乃至量が少なく、再結晶の抑制、防止効果が発揮されなかったと推測される。
【００７３】
更に、Cuが過多のAl合金4 を用いた比較例10は、鋳造時の冷却速度が発明例と同じく速いにもかかわらず、鋳造ビレットの導電率が上限の26%IACS 未満となる。これは、前記した通り、Cuが実質量固溶したAl合金4 では、鋳造ビレット組織中に固溶できるMn量が減少し、含有されたMnが粗大な化合物として組織中に晶出していることを意味している。事実、比較例10における、発明例と同様の鋳造ビレット組織のSEM観察では、粗大なMn晶出物が観察され、鋳造ビレット組織中に固溶しているMnは少ないと推測された。したがって、比較例10では、鋳造ビレット組織中の固溶Mnが均質化熱処理時に析出した、微細なMn析出物の数乃至量が少なく、再結晶の抑制,防止効果が発揮されないと推測される。
このため、比較例10は、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の再結晶粒の平均面積率は30%と高いものでしかない。この結果、特に、上記応力腐食割れ試験で、鍛造材フラッシュ切断面5aの耐応力腐食割れ性が、発明例に比して著しく劣っている。
【００７４】
一方、Mnが過少のAl合金5 を用いた比較例11は、鋳造時の冷却速度が発明例と同じく速いにもかかわらず、鋳造ビレットの導電率が上限の32%IACS を下回っている。これは、前記した通り、Mn量自体が不足し、鋳造ビレット組織中の固溶Mn量が少なくなっていることを示している。事実、比較例11における、発明例と同様の鋳造ビレット組織のSEM観察では、粗大なMn晶出物も少なかった。したがって、比較例11では、鋳造ビレット組織中の固溶Mnが均質化熱処理時に析出した、微細なMn析出物の数乃至量が少なく、再結晶の抑制,防止効果が発揮されないと推測される。
このため、比較例11は、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の再結晶の平均面積率が80%と高いものでしかない。この結果、特に、上記応力腐食割れ試験で、鍛造材フラッシュ切断面5aの耐応力腐食割れ性が、発明例に比して著しく劣っている。また、耐力およびシャルピー衝撃値も発明例に比して著しく劣っている。
【００７５】
逆に、Mnが過多のAl合金6 を用いた比較例12は、鋳造時の冷却速度が発明例と同じく速いにもかかわらず、鋳造ビレットの導電率が上限の26%IACS未満となる。これは、Mn量が多過ぎ、鋳造ビレット組織中の固溶Mn量も多いが、粗大なMn晶出物も多いことを示している。事実、比較例11における、発明例と同様の鋳造ビレット組織のSEM観察では、粗大なMn晶出物が多かった。
このため、比較例12は、均質化熱処理時に析出する微細なMn析出物の結晶粒微細化効果が、粗大なMn晶出物によって阻害される。また、粗大なMn晶出物は再結晶の核となりやすい。このため、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の再結晶の平均面積率が60%と高いものでしかない。この結果、特に、上記応力腐食割れ試験で、鍛造材フラッシュ切断面5aの耐応力腐食割れ性が、発明例に比して著しく劣っている。また、耐力およびシャルピー衝撃値も、発明例に比して著しく劣っている。
【００７６】
Mnが過少で、Crが過多のAl合金7 を用いた比較例13は、鋳造時の冷却速度が発明例と同じく速いにもかかわらず、鋳造ビレットの導電率が上限の26%IACS 未満となる。これは、粗大なCrを含む晶出物が多いことを示している。事実、比較例11における、発明例と同様の鋳造ビレット組織のSEM観察では、Crを含む粗大な晶出物が多かった。
したがって、比較例13では、鋳造ビレット組織中の固溶Mnが均質化熱処理時に析出した、微細なMn析出物の数乃至量が少なく、またCrを含む粗大な晶出物は再結晶の核となり易いため、再結晶の抑制、防止効果が発揮されないと推測される。このため、鍛造材フラッシュ切断面5a組織中の亜結晶粒の平均面積率は55% と高いものでしかない。
この結果、比較例13は、特に、上記応力腐食割れ試験で、鍛造材フラッシュ切断面5aの耐応力腐食割れ性が、発明例に比して著しく劣っている。また、耐力およびシャルピー衝撃値も、発明例に比して著しく劣っている。
【００７７】
Ｓｉが過少のAl合金8 を用いた比較例14と、Ｍｇが過少のAl合金8 を用いた比較例15とは、耐応力腐食割れ性に優れる。但し、強度に寄与するβ'相等の析出物量を低くするため、耐力 (強度) が低く、特に、自動車足回り部品などの構造部材としては要求を満たさず、不適である。
【００７８】
したがって、これらの結果から、本発明における、Al合金成分組成、鋳造ビレットの導電率、鍛造材フラッシュ切断面組織中の再結晶粒の平均面積率などの各要件の臨界的な意義が分かる。
【００７９】
【表１】
2006274415.tif 000003
【００８０】
【表２】
2006274415.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００８１】
本発明によれば、再現性よく製造が可能な、高強度、高靱性で、かつ高耐食性である、構造部材用Al-Mg-Si-Mn系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-Mn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。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【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。
【符号の説明】
【００８３】
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】
2006274415.tif 000005
【図２】
2006274415.tif 000006