(57)【要約】【課題】鍛造材の表層部に粗大な結晶粒が存在せず、所定の硬さ以上である、耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材を提供すること。【解決手段】質量基準で、Ｍｇ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｃｕ：０．０３〜０．８％、Ｆｅ：０．０４〜０．５％、及びＴｉ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなる鍛造材において、その任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上で、且つその表層部における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であり、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満となるように構成した。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量基準で、Ｍｇ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｃｕ：０．０３〜０．８％、Ｆｅ：０．０４〜０．５％、及びＴｉ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなる鍛造材にして、その任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上であり、且つその表層部における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であると共に、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満であることを特徴とする耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材。
【請求項２】
前記Ａｌ合金が、質量基準で、Ｍｎ：０．０１〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、及びＺｒ：０．０１〜０．２５％のうちの１種又は２種以上を更に含有している請求項１に記載の耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の高強度Ａｌ合金鍛造材を製造する方法にして、
ＤＣ鋳造により得られた前記Ａｌ合金からなる鋳塊を、３０℃／時間以上の昇温速度で、４９０℃以上５５０℃未満の温度に加熱せしめ、そしてその温度で１〜２０時間保持した後、直ちに、２００〜５００℃に加熱した鍛造金型を用いて熱間鍛造を行ない、更にその得られた鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、５０℃／秒以上の冷却速度で、人工時効の温度以下まで冷却し、次いで、１６０〜２２０℃に加熱して１〜３０時間の人工時効処理を行なうことを特徴とする高強度Ａｌ合金鍛造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材及びその製造方法に係り、特に、車両用の構造部材等として好適に用いられ得る高強度なＡｌ合金鍛造材と、それを有利に製造し得る方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境意識の高まりから、自動車においては、その燃費の改善を図るべく、車両の軽量化が進められており、その対策の一つとして、鉄系材料に代えて、軽量なＡｌ（アルミニウム）合金からなる材料が、採用されてきている。例えば、サスペンション等の車両の足回り部品では、Ａｌ合金鍛造材からなるものの使用が増加しているのである。また、サスペンションアームにＡｌ合金鍛造材を用いる場合には、それが複雑な製品形状を有するものであるところから、熱間鍛造にて成形された後、熱処理、切削加工等が施され、更に、ブッシュの圧入やボールジョイントの取付け等のために塑性加工等も行なわれることとなる。そして、そこでは、設計通りの強度を取付部が有するようにするために、均質な材料組織及び強度を有し、加工時に不具合が発生しないようなＡｌ合金材料が求められているのである。また、サスペンションアームの使用環境としては、車両の重量が負荷された状態において、泥が付着する等、過酷な環境下で使用される部品となるところから、そのような部品には、高い強度と共に、良好な耐食性も必要とされているのである。
【０００３】
ところで、これまでに、車両等に用いられる高強度のＡｌ合金鍛造材として、特開２００４−２９２８９２号公報（特許文献１）においては、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＴｉの含有量、及びＳｉ／Ｍｇの比率を規制し、更に、Ｃｒ及び／又はＺｒを含むと共に、それら成分の含有量を規制し、加えて、分散粒子の平均粒径及び面積の密度を規制した材料が、提案されている。しかし、そこでは、均質化処理した後、冷却したり、或いは均質化処理の後に直接鍛造する場合には、鍛造温度まで材料を冷却したりしており、そのために、材料中に溶質原子が粗大な粒子として析出し、製品形状によっては均一な材料組織にすることが難しいという問題があった。
【０００４】
また、特開２００５−２１３５２９号公報（特許文献２）においては、予め４００℃以上に加熱したＡｌ合金材料を、−１００〜１００℃に保持した工具で塑性加工することによって、時効析出元素が固溶されるようにすると共に、高密度の転移がそのまま維持されて、過飽和且つ過冷却状態にしたＡｌ合金塑性加工部材の製造方法が、開発されている。このような方法によれば、充分な靭性が得られるものの、工具温度が低いために、材料の流動性が低下し、製品形状によっては条件管理が難しいという問題が内在している。
【０００５】
さらに、特開２００２−６０８８１号公報（特許文献３）においては、鋳造鍛造法の一つとして、所定の合金組成のＡｌ合金鋳物を、加熱された金型を用いて高温鍛造する技術が、明らかにされている。そして、そこで採用されるダイカストや溶湯鍛造等の手法を用いて得られる鍛造用素材では、形状を自由に設計することが出来るところから、鍛造加工率を最終製品形状に合わせて、調整し易いメリットがあるのであるが、ＤＣ鋳造した素材を適用しようとすると、かかる素材としては、通常は丸棒状の鋳造棒が対象となるところから、鍛造形状によっては、得られる鍛造材の部位によって加工率が異なるものとなり、均質な組織を得ることが難しいものであった。
【０００６】
特に、従来の６０００系Ａｌ合金鍛造材では、鍛造材表面を与える表層部分において、結晶粒が粗大であることが多く、そのため、例えば、サスペンションアームにおいて、ブッシュやボールジョイント等を取り付けるときに塑性加工を施したりすると、オレンジピールが発生して、表面が凹凸となる問題を惹起することがあり、また、鍛造材の表層における粗大な結晶粒部分は、その部分で強度が低くなり、大きな衝撃が負荷された場合に破損の起点となる恐れがあった。そのため、そのような鍛造材における結晶粒が粗大になる部分は、切削加工して取り除いたり、設計仕様を変更したりして、対応する必要があったのである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−２９２８９２号公報
【特許文献２】特開２００５−２１３５２９号公報
【特許文献３】特開２００２−６０８８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ここにおいて、本発明は、上述の如き事情を背景として為されたものであって、その解決課題とするところは、鍛造材の表層部に粗大な結晶粒が存在せず、所定の硬さ以上である、耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材と、その有利な製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
そして、本発明にあっては、かかる課題を解決するために、質量基準で、Ｍｇ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｃｕ：０．０３〜０．８％、Ｆｅ：０．０４〜０．５％、及びＴｉ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物である合金組成のＡｌ合金からなる鍛造材にして、その任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上であり、且つその表層部における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であると共に、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満であることを特徴とする耐食性及び加工性に優れた高強度Ａｌ合金鍛造材を、その要旨とするものである。
【００１０】
なお、そのような本発明に従う高強度Ａｌ合金鍛造材において、前記Ａｌ合金は、質量基準で、Ｍｎ：０．０１〜０．９％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５％、及びＺｒ：０．０１〜０．２５％のうちの１種又は２種以上を、更に含有することが出来る。
【００１１】
また、本発明にあっては、そのような本発明に従う高強度Ａｌ合金鍛造材を有利に得るべく、ＤＣ鋳造により得られた前記Ａｌ合金からなる鋳塊を、３０℃／時間以上の昇温速度で、４９０℃以上５５０℃未満の温度に加熱せしめ、そしてその温度で１〜２０時間保持した後、直ちに、２００〜５００℃に加熱した鍛造金型を用いて熱間鍛造を行ない、更にその得られた鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、５０℃／秒以上の冷却速度で、人工時効の温度以下まで冷却し、次いで、１６０〜２２０℃に加熱して１〜３０時間の人工時効処理を行なうことを特徴とする高強度Ａｌ合金鍛造材の製造方法をも、その要旨とするものである。
【発明の効果】
【００１２】
このような本発明によれば、従来の６０００系のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金よりなるものよりも、更に改良された高強度Ａｌ合金鍛造材、即ち、鍛造材の任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上で、鍛造材の表層部における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であり、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満である、車両用構造部材等として好適に使用され得る、耐食性及び加工性に優れた高強度なＡｌ合金鍛造材が提供され得たのであり、また、そのような優れた特性を有するＡｌ合金鍛造材が、工業的に有利に製造され得ることとなったのである。そして、そのＡｌ合金鍛造材は、車両におけるサスペンション等の足回り部品として、好適に用いられ得るのである。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】実施例において製造される鍛造材を示す図であって、（ａ）は、その正面説明図であり、（ｂ）は、（ａ）におけるＢ−Ｂ断面説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
要するに、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の押出材や鍛造材における合金成分と、強度、耐食性、材料組織の関係について、本発明者等が詳細に検討を重ねた結果、Ｍｇ量及びＳｉ量を特定の関係に調整し、更にＣｕ量、Ｆｅ量、Ｔｉ量の範囲を規定し、且つ製造条件を工夫して断面組織を制御することにより、高耐食性、高強度、均質な材料組織を有するＡｌ合金鍛造材が得られると共に、その加工性を向上せしめ得ることが明らかとなったのである。具体的には、Ａｌ合金鍛造材の任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上で、鍛造材の表層部、換言すれば、その肉厚をＴとした場合の、表面からＴ／４までの深さ領域の部位における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であることにより、オレンジピール等の問題が有利に抑制され、また、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満であることによって、加工性の向上を効果的に図り得たのである。
【００１５】
ここにおいて、本発明に従う鍛造材を与えるＡｌ合金における合金成分の意義及び限定理由について説明するならば、先ず、Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇと共存して、マトリックス中に Ｍｇ2Ｓｉ粒子を析出させて、強度を向上させる特徴を発揮する。そのために、かかるＳｉの含有量は、０．４〜１．３質量％の範囲内とする必要があり、これに反して、Ｓｉ含有量が０．４質量％未満となると、充分な強度が得られず、また、１．３質量％を超えるようになると、それに見合う強度の向上は望めず、しかも、金属間化合物の最大粒径が大きくなる問題を惹起する。このＳｉのより好ましい含有範囲は、０．６〜１．２質量％である。
【００１６】
また、Ｍｇ（マグネシウム）は、Ｓｉと共存して、マトリックス中に Ｍｇ2Ｓｉ粒子を析出させ、合金の強度を向上させるよう機能する。そのための必要な含有量は、０．６〜１．２質量％の範囲であり、これに反して、０．６質量％未満では、充分な強度が得られず、また、１．２質量％を超えて含有すると、変形抵抗が大きくなり鍛造加工性を悪くする等の問題を惹起する。なお、かかるＭｇのより好ましい含有量範囲は、０．６５〜１．１５質量％である。
【００１７】
さらに、Ｃｕ（銅）は、マトリックス中に固溶して、合金の強度を向上させる機能を奏するものであって、そのためには、０．０３〜０．８質量％の範囲内において含有せしめる必要がある。Ｃｕの含有量が０．０３質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．８質量％を超えるようになると、耐食性が低下する等の問題を惹起する。このＣｕのより好ましい含有量範囲は、０．０５〜０．７５質量％である。
【００１８】
更にまた、Ｆｅ（鉄）は、結晶粒を微細にする効果を有し、そのために、その含有量を０．０４〜０．５質量％の範囲内とする必要がある。Ｆｅの含有量が０．０４質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．５質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、鍛造性を低下させる等の問題を惹起する。
【００１９】
加えて、Ｔｉ（チタン）にも、結晶粒を微細にする効果があり、そのために、０．００５〜０．１０質量％の範囲内において含有せしめられる必要がある。なお、その含有量が０．００５質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．１０質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、鍛造性を低下させる等の問題を惹起する。
【００２０】
また、本発明において用いられるＡｌ合金は、上記した必須の合金成分の他にも、必要に応じて、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）及びＺｒ（ジルコニウム）のうちの１種若しくは２種以上が含有せしめられて、結晶粒の微細化に寄与せしめられることとなる。それらＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒは、それぞれ、Ａｌ−Ｍｎ−（Ｓｉ）系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系の微細な化合物をマトリックス中に析出させ、亜結晶粒を形成・維持する役割を果たすものである。それら元素の含有量は、Ｍｎ：０．０１〜０．９質量％、Ｃｒ：０．０１〜０．２５質量％、Ｚｒ：０．０１〜０．２５質量％の範囲であり、それらの含有量範囲において、１種又は２種以上を組み合わせて、添加される。なお、それら元素の含有量がそれぞれの下限未満となると、その効果が充分でなく、また上限を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、鍛造性を低下させる等の問題を惹起する。
【００２１】
本発明に従うＡｌ合金は、上記した各合金成分の他、残部はＡｌと不可避的不純物からなるものである。この不可避的不純物は、目的とするＡｌ合金の調製に際して、必然的に混入するものであって、公知の不純物割合において存在するように、その含有量が制御されることとなる。なお、そのような不可避的不純物の合計の含有量としては、一般に、０．１５質量％以下とされることとなる。
【００２２】
ところで、かくの如き合金組成を有するＡｌ合金からなる、本発明に従う鍛造材を製造するに際しては、先ず、常法に従ってＤＣ鋳造して上述せる如き合金組成のＡｌ合金からなる鋳塊を得、そしてその得られたＡｌ合金鋳塊を、均質化処理を施すことなく、３０℃／時間以上の昇温速度にて、４９０℃以上５５０℃未満の温度に加熱した後、その温度で１〜２０時間高温保持せしめ、次いで、直ちに、その温度で鍛造が開始されるようにするのである。
【００２３】
ここで、ＤＣ鋳造により得られた鋳塊ではなく、砂型や金型鋳造した鋳塊を用いると、表層のミクロ組織のばらつきが大きいために、均質な組織が得られ難く、鍛造材における目的とする特性を発揮し難くなる問題が惹起される。なお、均質化処理は、鋳塊を高温に一定時間保持した後、冷却して、材料組織を均質化する熱処理であるが、この均質化処理後の冷却中において、Ａｌ母相に固溶していた溶質元素が粗大に析出するようになるために、結晶粒の微細化効果が小さくなるという問題があり、このため、本発明では、そのような均質化処理を実施しないこととしているのである。
【００２４】
そして、本発明では、そのような均質化処理を行なうことなく、次工程である鍛造のための加熱として、上記のＤＣ鋳造して得られたＡｌ合金鋳塊を、３０℃／時間以上の昇温速度で、４９０℃以上５５０℃未満の温度に加熱し、更に、その温度で１〜２０時間高温保持するようにすることとしたのである。ここで、かかる昇温速度が３０℃／時間未満となると、昇温の過程において、Ａｌ母相に固溶していた溶質元素が粗大に析出するようになるために、結晶粒の微細化効果が小さくなる等の問題を惹起する。なお、この昇温速度の上限としては、技術的な見地から、一般に、２００℃／時間程度とされることとなる。また、上記した鍛造のための加熱温度が４９０℃未満では、鍛造後の温度が４８０℃未満となり、強度等の特性を充分に発揮し難くなる問題を惹起するのである。更に、５５０℃以上に加熱すると、鍛造時に金型とＡｌ材料との間の黒鉛潤滑が機能せず、凝着して、材料が金型から外れず、製作出来なくなることがある等の問題を惹起する。なお、そのような鍛造用の加熱温度としては、更に好ましくは、４９５℃〜５４５℃の範囲内で採用されることとなる。また、かかる昇温加熱後の保持時間が１時間未満となると、鋳造時に生成した粗大な金属間化合物が残存し易く、更に、２０時間を超えて保持しても、良好な材料は得られるものの、工業的に炉の占有時間が長くなり、コストが高くなる問題を惹起するようになる。
【００２５】
次いで、かくの如き温度に加熱保持されたＡｌ合金鋳塊には、冷却されることなく、直ちに、２００〜５００℃の温度に加熱された鍛造金型を用いて、目的とする製品形状となるように、熱間鍛造が施されることとなる。この熱間鍛造には、従来と同様な鍛造操作が採用され、例えば、製品形状に応じて、粗、中間、仕上げ等の鍛造作業を、数回に亘って行なうようにすることも可能であり、またその際、途中再加熱なしに、熱間鍛造操作が進められることとなる。なお、鍛造金型の温度が２００℃未満となると、材料が金型と接して変形する際に、材料の表層の温度が急激に低下するようになるために、得られる鍛造材の表面付近の強度が低くなる等の問題があり、また、５００℃を超える温度では、材料組織は良好なものが得られるものの、金型と材料の凝着を抑制するために用いられる黒鉛系潤滑材の効果が小さくなり、そのために、金型と材料が離れ辛くなって、生産性が低下する等の問題を惹起する。特に、かかる鍛造金型の温度としては、２００℃以上３５０℃未満の範囲内の温度が、有利に採用されることとなる。
【００２６】
そして、かくの如き熱間鍛造が施されて得られる、所望の形状が付与された鍛造材は、その鍛造後の温度が４８０℃未満になる前に、５０℃／秒以上の冷却速度で、人工時効の温度以下まで冷却せしめられて、焼入れが施される。この鍛造して得られる鍛造材の温度が４８０℃よりも低くなってから焼入れを行なうと、溶質原子の溶入化が充分でないために、強度が得られなくなる等の問題を惹起する。また、冷却速度が５０℃／秒未満では、冷却中に溶質原子が析出するようになるため、Ａｌ母相中への溶質原子の溶入化が充分でなくなり、このことにより、強度が得られなくなる等の問題を惹起する。なお、この冷却速度の上限としては、一般に、技術的な見地から、１２００℃／秒程度とされることとなる。また、かかる冷却速度が５０℃／秒以上となる冷却を得るためには、水冷や８０℃以下の温水への焼入れ等の操作が採用されることとなる。放冷やファン等による強制空冷では、大きな冷却速度を実現することが困難であり、５０℃／秒未満の冷却速度になることが多いのである。
【００２７】
その後、かくの如くして冷却された鍛造材は、１６０〜２２０℃の温度に加熱されて、１〜３０時間の人工時効処理が施されるのであり、これによって、強度等の特性に優れた鍛造材となるのである。ここで、そのような人工時効処理条件が規定外となると、具体的には、１６０℃未満の処理温度や１時間未満の処理時間では析出が充分でないために、充分な強度が得られず、また、２２０℃を超える処理温度では、粗大な析出物が生じて、充分な強度が得られない問題が惹起され、更に、３０時間を超えるような処理時間となると、過時効となって、そのために充分な強度が得られなくなる等の問題を惹起する。
【００２８】
そして、かかる人工時効処理が施されて得られたＡｌ合金鍛造材にあっては、その任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０以上となるものであり、また、その表層部における平均結晶粒径が１５０μｍ以下であると共に、金属間化合物の最大粒径が５μｍ未満となっているのである。なお、この鍛造材の任意の断面におけるビッカース硬さが１１０ＨＶ１０未満となると、鍛造材の強度が不足することとなり、使用中における破損の原因となり易い問題がある。ここで、そのような硬さの測定は、鍛造材の内部に比較して、表層近傍では結晶粒の粗大化が生じて、硬さが低くなり易いところから、鍛造材の表層近傍で測定されることが望ましいと言うことが出来る。また、鍛造材の表層部における平均結晶粒径や、金属間化合物の最大粒径も、強度等の特性に影響をもたらすものであって、本発明では、平均結晶粒径を１５０μｍ以下とし、金属間化合物の最大粒径を５μｍ未満となるように調整することによって、強度等に優れた特性を有するＡｌ合金鍛造材を、有利に実現したのである。
【実施例】
【００２９】
以下に、本発明の実施例を幾つか示し、本発明を更に具体的に明らかにすることとするが、本発明が、そのような実施例の記載によって、何等の制約をも受けるものでないことは、言うまでもないところである。また、本発明には、以下の実施例の他にも、更には上記した具体的記述以外にも、本発明の趣旨を逸脱しない限りにおいて、当業者の知識に基づいて、種々なる変更、修正、改良等を加え得るものであることが、理解されるべきである。
【００３０】
なお、以下の実施例において、熱間鍛造して得られた鍛造材（試験材）１０は、図１に示される如き形状と寸法を有するものであり、そして、その特性の評価は、鍛造加工度の一番低いところとなる、図１に示されるＡの部位において、下記の試験法に従って測定して得られたものである。
【００３１】
−表層部の平均結晶粒径の測定−
鍛造材１０の、図１（ｂ）における断面を、ペーパー研磨、バフ研磨、及び電解研磨した後、偏光ミクロ組織観察を行ない、切断法により平均結晶粒径を算出し、鍛造材表面から６ｍｍの深さ位置までの領域における平均結晶粒径を評価した。
【００３２】
−金属間化合物の最大粒径の測定−
鍛造材１０の任意の断面として、図１（ｂ）に示される断面を採用して、ペーパー研磨及びバフ研磨を施した後、光学顕微鏡により最大の金属間化合物を撮影し、画像解析によって金属間化合物の最大粒径を測定した。
【００３３】
−表層部の硬さの測定−
図１（ｂ）に示される断面に対してペーパー研磨を施した後、Ａ部位における鍛造材表面から６ｍｍの深さ位置において、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠して、ビッカース硬さ（荷重：９８Ｎ）を測定した。
【００３４】
−耐食性の評価−
鍛造材（試験材）１０に対して、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に基づくところの塩水噴霧試験を実施し、試験時間：７２０時間後の最大腐食深さを測定して、最大孔食深さとして評価した。
【００３５】
−本発明例−
先ず、下記表１に示される各種合金組成のＡｌ合金を溶製した後、通常のＤＣ鋳造法に従って、直径が４６ｍｍの各種ビレットに造塊した。次いで、この得られた各種ビレット（鋳塊）を、それぞれ、直径が４０ｍｍとなるように外削した後、均質化処理を施すことなく、常温から、昇温速度：３５℃／時間で加熱して、下記表２に示される如き各種の鍛造前加熱処理を実施し、更にその後、表２に示される各種条件下において、それぞれ、図１に示される如き形状の鍛造材１０を熱間鍛造により形成した。そして、その熱間鍛造の終了の後、直ちに、室温まで冷却した。なお、それぞれの鍛造材１０に対する冷却において、冷却速度の変化は、水冷又は湯冷の条件を変化させることによって、行なった。その後、それぞれの熱間鍛造材１０に対して、表２に示される各種の処理条件の下において、人工時効処理を実施して、Ｔ６調質の各種の熱間鍛造材１０を試験材として得た。なお、試験材Ｎｏ．１３に係る鍛造材は、鍛造終了後、１５０℃まで冷却し、直ちに連続して人工時効処理を施したものである。
【００３６】
【表１】
2011106011.tif 000002
【００３７】
【表２】
2011106011.tif 000003
【００３８】
次いで、かかる得られた各種の鍛造材１０からなる試験材について、それぞれ、その表層部の平均結晶粒径や、金属間化合物の最大粒径を測定し、また、表層部の硬さや耐食性の評価を行ない、その結果を、下記表３に示した。
【００３９】
【表３】
2011106011.tif 000004
【００４０】
かかる表３の結果から明らかなように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜１５に係る各鍛造材１０は、何れも、表層部の平均結晶粒径が１５０μｍ以下のものであり、また、表層部の硬さにあっても、１１０ＨＶ１０以上のものとなり、しかも、５μｍ以上の粗大な金属間化合物も存在しない、耐食性に優れたＡｌ合金鍛造材となっていることが認められるのである。
【００４１】
−比較例−
下記表４に示される各種合金組成のＡｌ合金を溶製して、上記した本発明例の場合と同様にして、各種ビレットを造塊した。次いで、この得られた各種ビレット（鋳塊）を、それぞれ、直径が４０ｍｍとなるように外削した後、均質化処理を施すことなく、昇温速度：３５℃／秒で加熱せしめて、目的とする加熱温度に到達させ、そして、下記表５に示される製造条件の下に、熱間鍛造と人工時効処理を施して、Ｔ６調質の鍛造材１０からなる試験材Ｎｏ．１６〜３９を得た。なお、鍛造後の冷却速度の変化は、水冷又は強制空冷の条件を変化させることにより行なった。
【００４２】
なお、試験材Ｎｏ．３５に係る鍛造材は、それを得るための製造工程において、予め、均質化処理を５４０℃で５時間保持した後、冷却することからなる条件が採用されて、得られたものである。また、試験材Ｎｏ．３６に係る鍛造材は、鍛造・冷却の後、５４０℃で５時間保持することからなる溶体化処理を行なった後、水冷の焼入れを行ない、更にその後、人工時効処理をしたものである。更に、試験材Ｎｏ．３９に係る鍛造材は、鍛造用の加熱として、昇温速度：２５℃／時間なる条件を採用して、目的とする温度に加熱されたものである。
【００４３】
そして、かかる得られた試験材Ｎｏ．１６〜３９について、それぞれ、先の本発明例と同様にして、表層部の平均結晶粒径や金属間化合物の最大粒径の測定を行ない、また、表層部の硬さや耐食性の評価を行ない、その結果を、下記表６に示した。
【００４４】
【表４】
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【００４５】
【表５】
2011106011.tif 000006
【００４６】
【表６】
2011106011.tif 000007
【００４７】
かかる表４〜表６の対比から明らかな如く、試験材Ｎｏ．１６，１８，２０，２２，２９，３２，３４は、それぞれ、Ｍｇ量、Ｓｉ量、Ｃｕ量、或いはＦｅ量が少ないことにより、又は、鍛造前の加熱温度若しくは金型温度が低いために、或いは冷却速度が遅いために、硬さが低くなっていることが認められるのである。また、試験材Ｎｏ．２２に係る鍛造材は、Ｆｅ量が少ないために、表層部の結晶粒が粗大化しているのであり、更に、試験材Ｎｏ．１７に係る鍛造材は、Ｍｇ添加量が多く、鍛造の変形抵抗が高いために、目的とする形状が得られないという問題があり、加えて、試験材Ｎｏ．２１に係る鍛造材は、Ｃｕ量が多いために、耐食性が低下する問題を内在しているのである。
【００４８】
また、試験材Ｎｏ．１９，２３，２５，２６，２７，２８，３０に係る鍛造材は、それぞれ、Ｓｉ量、Ｆｅ量、Ｔｉ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量、又はＺｒ量が多いために、或いは鍛造前加熱時間が短いために、金属間化合物の最大粒径が５．０μｍ以上となる問題を内在していることが認められる。また、試験材Ｎｏ．２４に係る鍛造材は、Ｔｉ量が少ないために、そして試験材Ｎｏ．３５に係る鍛造材は、均質化処理を行なった後に鍛造用の再加熱を行なっているために、更に、試験材Ｎｏ．３６に係る鍛造材は、溶体化処理後、水冷の焼入れを行なっているために、それぞれ、表層部における結晶粒径が粗大化するという問題を内在している。
【００４９】
さらに、試験材Ｎｏ．３１及び３３に係る鍛造材は、それぞれ、加熱温度や金型温度が高いために、金型とＡｌ材料との間の黒鉛潤滑が機能せず、凝着して、材料が金型から外れず、目的とする鍛造材を得ることが出来ないことが明らかとなった。また、試験材Ｎｏ．３７に係る鍛造材は、人工時効温度が低く、時間が短いために、充分な硬さが得られず、更に、試験材Ｎｏ．３８に係る鍛造材は、人工時効温度が高く、時間が長いために、金属間化合物の最大粒径が大きくなって、硬さが低くなる問題が惹起されている。そして、試験材Ｎｏ．３９に係る鍛造材は、鍛造用の加熱に際しての昇温速度が低いために、金属間化合物の最大粒径が大きくなり、更に、鍛造材の表層部における平均結晶粒径も大きくなってしまうことが認められる。
【符号の説明】
【００５０】
１０    Ａｌ合金鍛造材
Ａ      特性評価部位
【図１】
2011106011.tif 000008