(57)【要約】【課題】鋳造材乃至鍛造材組織の結晶粒を確実に微細化でき、高強度、高靱性であって、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％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むとともに、Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種を含み、更に、０．０５〜０．１％の金属Ｔｉが新たに添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、不純物として、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、人工時効硬化処理後の鍛造材組織の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であることとする。【選択図】      無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むとともに、Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種を含み、更に、０．０５〜０．１％の金属Ｔｉが新たに添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、不純物として、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、人工時効硬化処理後の鍛造材組織の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であ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２】
前記鍛造材の０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  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。
【請求項３】
前記鍛造材の０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  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。
【請求項４】
前記輸送機構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項に記載の輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材。
【請求項５】
Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むとともに、Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種を含み、更に、０．０５〜０．１％の金属Ｔｉが新たに添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、不純物として、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、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合金溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋳造し、アルミニウム合金鋳造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とし、この鋳造材を２５０  ℃／ｈ以下の加熱速度で加熱して５００  〜５５０  ℃で均質化熱処理した後に、４８０  〜５２０  ℃の開始温度と３８０  ℃以上の終了温度で熱間鍛造し、その後、５４０  〜５６０  ℃で溶体化処理した後に７０℃以下の温度に焼入れ処理し、更に１７０  〜２００  ℃で人工時効硬化処理し、この人工時効硬化処理後の鍛造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とするとともに、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上とするか、０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上と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】
【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、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、通常、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）  。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（特許文献３、４、５参照）  。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。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知られている（特許文献３、４、５参照）  。
【０００５】
【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
【特許文献５】
特開２００２−２９４３８２  号公報
【０００６】
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。
【０００７】
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５  、６  参照）  。
【０００８】
【特許文献５】
特開平５−２４７５７４号公報
【特許文献６】
特開２００２−３４８６３０  号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、本発明者らの知見によれば、これらの高温鍛造を行なったとしても、これら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場合、却って、鍛造材の結晶粒を微細化できないことが実際に生じうる。
【００１０】
これは、添加されたこれらＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの遷移元素が、元々Ａｌ合金鋳造材の結晶粒微細化用の元素として添加されるＴｉと化合物を形成しやすいためである。このように遷移元素によって化合物化されたＴｉは、金属Ｔｉに比して、結晶粒の核になり得ずに、Ａｌ合金鋳造材の結晶粒微細化効果が失われる。この理由は、上記化合物化されたＴｉは、金属Ｔｉに比して、Ａｌ合金溶湯中で微細分散せずに沈降しやすいために、結晶粒の核になり得ないものと推考される。このＴｉの効果が発揮されない結果、Ａｌ合金鋳造材の段階で、鋳塊の平均結晶粒径が１００  μｍ  を大きく越えて粗大化することとなる。
【００１１】
一方で、６０００系Ａｌ合金鍛造材用鋳塊を溶製する場合、近年の鍛造材製品のリサイクル化に沿って、溶製用の溶解原料には、高純度なＡｌ地金だけではなく、鍛造材製品スクラップも配合されるようになっている。これら鍛造材製品スクラップには、当然、元の鍛造材製品  （鋳塊）  の結晶粒微細化用元素としてのＴｉが含まれている。このＴｉは、前記したように、遷移元素などによって化合物化されたＴｉであり、Ａｌ合金鋳造材の結晶粒微細化効果が失われている。
【００１２】
一般的に、鍛造材を含めて、通常は、Ａｌ合金展伸材  （圧延材、押出材、鍛造材）  製品の成分組成は、Ａｌ合金溶湯および鋳造材あるいは鍛造材の各元素の含有量で管理、保障される。したがって、鍛造材製品スクラップが溶解原料に配合されて、上記化合物化されたＴｉが多く含まれるようになると、通常はＴｉ含有量が０．１５％  以下に管理されるために、新たに添加される金属Ｔｉ  （フレッシュなＴｉ）  の量は必然的に減少する。この結果、前記したＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合には、化合物化されたＴｉの量が増すために、より添加される金属Ｔｉの量を増す必要があるにも関わらず、実際の鋳塊結晶粒微細化に必要な金属Ｔｉの量は減少してしまっていることとなる。このような状況も、前記したＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合の鍛造材の結晶粒を微細化できない状況の発生を助長している。
【００１３】
この様な事情に鑑み、本発明の目的は、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合でも、鋳造材乃至鍛造材組織の結晶粒を確実に微細化でき、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を提供しようとするものである。
【００１４】
【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、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％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むとともに、Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種を含み、更に、０．０５〜０．１％の金属Ｔｉが新たに添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、不純物として、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、人工時効硬化処理後の鍛造材組織の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であることとする。これによって、人工時効硬化処理後の鍛造材を、好ましくは高強度高靱性材として、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上であるものとするか、または、好ましくは高強度材として、鍛造材の０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上であるものとする。
【００１５】
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、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むとともに、Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種を含み、更に、０．０５〜０．１％の金属Ｔｉが新たに添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、不純物として、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、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合金溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋳造し、アルミニウム合金鋳造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とし、この鋳造材を２５０  ℃／ｈ以下の加熱速度で加熱して５００  〜５５０  ℃で均質化熱処理した後に、４８０  〜５２０  ℃の開始温度と３８０  ℃以上の終了温度で熱間鍛造し、その後、５４０  〜５６０  ℃で溶体化処理した後に７０℃以下の温度に焼入れ処理し、更に１７０  〜２００  ℃で人工時効硬化処理し、この人工時効硬化処理後の鍛造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とするとともに、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上とするか、０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上とすることである。
【００１６】
なお、本発明で規定する各元素量における％  表示はすべて質量％  の意味である。そして、新たに添加される金属Ｔｉ以外の、各元素の含有量とは、新たに溶湯に添加される場合や、地金や元素添加母合金、スクラップなどから元々混入する場合を含めた、当該元素のＡｌ合金溶湯中における合計量  （総量）  である。
【００１７】
前記した通り、鍛造材組織の結晶粒微細化のために添加されるＭｎ、Ｚｒ、Ｃｒなどの遷移元素は、Ａｌ合金鋳造材の結晶粒微細化用の元素として添加されるＴｉと化合物を形成しやすい。そして、これら遷移元素の中でも、Ｚｒが最もＴｉと化合物を形成しやすい。したがって、本発明では、このＺｒを積極的に規制して、含有されるＺｒ量自体を極力少なくする。そして、鍛造材組織の結晶粒微細化のために一定量含有する遷移元素は、Ｍｎ、Ｃｒのみとする。
【００１８】
そして、このＺｒのみならず、Ｚｒと同様にＴｉと化合物を形成しやすく、かつ地金や合金添加用の原料あるいは鍛造材製品スクラップなどから鋳造材中に混入しやすい、Ｖ  、Ｈｆの各元素を選択して、各々の元素を個別と総含有量で積極的に規制して、含有されるＶ  、Ｈｆの量自体を極力少なくする。
【００１９】
これらＴｉと化合物を形成しやすく、ＴｉのＡｌ合金鋳造材の結晶粒微細化効果を損なう上記諸元素を積極的に規制した上で、本発明では、鋳造材および鍛造材の組織の結晶粒微細化効果を発揮するために、新たに添加される金属Ｔｉの量を０．０５〜０．１％の範囲で確保する。但し、地金や合金添加用の母合金原料あるいは鍛造材製品などのスクラップなどから鋳造材中に混入される化合物化されたＴｉの量と、上記新たに添加される金属Ｔｉの量とを合わせて、Ｔｉの総含有量として、０．１５％  以下と、上限を規定する。
【００２０】
これらによって、Ａｌ合金鋳造材  （鋳塊）  組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下およびＡｌ合金鍛造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下と、確実にまた再現性良くすることができ、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の基本性能が達成および保障できる。また上記本発明製造方法は、Ａｌ合金鍛造材の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とすることを保障する好ましい製造方法である。
【００２１】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明においては、鍛造材  （人工時効処理後）  の組織を平均結晶粒径が１００  μｍ  以下の微細な組織とすることを目的とする。このような組織とできれば、成分組成および調質条件の選択によって、人工時効硬化処理後の鍛造材を、例えば、高強度高靱性材として、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上であるものとするか、または、高強度材として、鍛造材の０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上であるものとできる。また、鍛造材の耐応力腐食割れ性も向上できる。なお、鍛造材の用途（  要求特性）  に応じて、０．２％耐力を高くするか、シャルピー衝撃値を高くするか、またはこの両方を高くするかは、適宜選択される。
【００２２】
このため、鍛造材を大量に生産する場合であっても、確実にまた再現性良く、高強度、高靱性、高耐食性な鍛造材を生産できる。そして、鍛造材が自動車の足回り部品などの輸送機構造材として、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、高強度や高耐久性が必要で、かつ応力腐食割れの腐食環境が厳しい使用環境であっても、その要求特性を保障できる。一方、鍛造材が平均結晶粒径が１００  μｍ  を越える組織であった場合、このような要求特性を保障できない。例えば、鍛造材の０．２％耐力を３７０ＭＰａ以上および／  またはシャルピー衝撃値を２０Ｊ／ｃｍ２  以上と高くできない。また、例えば、輸送機構造材としての使用中に引張応力が付加される部位では、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。
【００２３】
なお、平均結晶粒径が１００  μｍ  以下の微細な組織とする鍛造材部位は、必ずしも鍛造材の部位全てでなくても良く、必要部位のみでも良い。微細な組織とする鍛造材部位は、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、高靱性化が必要な部位はアーム本体  （中央部）  であり、高耐食性化が必要な部位は、鉄などの異種金属などからなる他部品との接合部およびその近傍である。
【００２４】
この平均結晶粒径は、鍛造材の高特性必要部位の組織測定断面を電解エッチング後、特に亜結晶粒界および結晶粒界を鮮明化させ、４００  倍の偏光顕微鏡によって、結晶粒界を判別した上で、測定できる。通常の組織測定断面の化学エッチングや、偏光させない投影機および光学顕微鏡による観察では、結晶粒界が判別しにくい。この際、結晶粒径のバラツキを考慮するため、鍛造材の微細化が必要な部位毎に、測定  （試料採取）  の位置を変えた複数部位の観察によって行うことが好ましい。
【００２５】
次に、本発明Ａｌ合金鍛造材乃至鍛造材用の素材  （鋳造材）  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構造材として、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。
【００２６】
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合金の成分規格に相当するものとして、基本的な組成として、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．８％、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含むものとする。
【００２７】
そして、前記した通り、鍛造材組織の結晶粒微細化のために含有する遷移元素は、最もＴｉと化合物を形成しやすいＺｒを除く、Ｍｎ、Ｃｒの一種または二種のみとする。ＭｎとＣｒもＴｉと化合物を形成しやすいものの、Ｚｒほどではない。また、高温鍛造などによって、鍛造材組織を平均結晶粒径が１００  μｍ  以下に微細化させるためには、どうしても、Ｍｎ、Ｃｒの一種または二種が必要となる。
【００２８】
したがって、本発明では、Ｍｎ、Ｃｒによって化合物化されるＴｉ  （鋳造材および鍛造材の組織の結晶粒微細化効果を発揮できない化合物化Ｔｉ）  の量を、Ｍｎ、Ｃｒの含有量との関係で見越して、鋳造材の溶製時に、Ａｌ合金溶湯中に新たに添加される金属Ｔｉの量を確保する。
【００２９】
また、前記した通り、このＺｒのみならず、Ｚｒと同様にＴｉと化合物を形成しやすく、かつ地金や合金添加用の原料あるいは鍛造材製品スクラップなどから鋳造材中に混入しやすい、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆの各元素を選択して、各々の元素を個別と総含有量で積極的に規制する。これによって、鋳造材および鍛造材の組織の結晶粒微細化効果を発揮するに有効なＴｉの量を確保する。なお、本発明で規定する以外の元素は不純物であるが、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。
【００３０】
次に、本発明の各元素の含有量について、個別に臨界的意義や好ましい範囲について説明する。
【００３１】
Ｍｇ：０．６〜１．８％。
Ｍｇは人工時効硬化処理により、Ｓｉとともにβ’’相ならびにβ’  相として析出し、鍛造材の輸送機構造材使用時の高強度  （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硬化処理時の時効硬化量が低下する。一方、１．８％を越えてＭｇを含有すると、却って、強度、靱性、耐食性そして鍛造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。
【００３２】
Ｓｉ：０．４〜１．８％。
ＳｉもＭｇとともに、人工時効硬化処理により、β’’相ならびにβ’  相として析出して、鍛造材の輸送機構造材使用時の高強度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硬化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。
【００３３】
Ｃｕ：０．１〜１．０％。
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、人工時効硬化処理に際して、鍛造材の人工時効硬化性を著しく促進する効果も有する必須の元素である。Ｃｕの含有量が０．１％未満ではこれらの硬化が無い。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を越えると、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、耐食性や耐久性を著しく低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は０．１  〜１．０％の範囲とする。
【００３４】
Ｍｎ：０．０１  〜０．９％、Ｃｒ：０．０１  〜０．２５％  の一種または二種。
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  系金属間化合物であり、（Ｆｅ  、Ｍｎ、Ｃｒ）３ＳｉＡｌ１２など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、鍛造材組織の結晶粒の粗大化を防止するとともに、微細な結晶粒とすることができる。
【００３５】
Ｍｎ、Ｃｒ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％  の範囲で、一種または二種含有させる。
【００３６】
Ｔｉ。
Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造材組織を微細な結晶粒とする効果がある。しかし、地金や合金添加用の原料あるいは鍛造材製品スクラップなどから鋳造材中に混入される化合物化されたＴｉは、Ａｌ合金鋳造材の結晶粒微細化効果が失われている。したがって、本発明では、新たに添加されるＭｎ、Ｃｒによって、同様に化合物化されるＴｉ  （結晶粒微細化効果を発揮できない化合物化Ｔｉ）  の量を、Ｍｎ、Ｃｒの含有量との関係で見越して、新たに添加される金属Ｔｉの量として確保する。この量は０．０５〜０．１％の金属Ｔｉの添加量範囲とする。新たに添加される金属Ｔｉの量が０．０５％  未満では、上記結晶粒微細化効果が発揮できない。なお、Ｔｉの添加量ではなく、通常通り、Ｔｉの含有量のみで規定した場合、分析によって得られたＴｉの含有量は新たに添加される金属Ｔｉと化合物化したＴｉとの総量を示すものに過ぎず、結晶粒微細化に有効なＴｉの実質量は一切不明となる。
【００３７】
また、新たに添加される金属Ｔｉの量が０．１％を越えた場合、地金や合金添加用の母合金原料あるいは鍛造材製品などのスクラップなどから鋳造材中に混入される化合物化されたＴｉと合わせたＴｉの総含有量が０．１５％  を越える可能性が大きくなる。Ｔｉの総含有量が０．１５％  を越えて含有されると、却って、粗大な晶析出物を形成し、鍛造性などの加工性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量は、地金や合金添加用の原料あるいは鍛造材製品スクラップなどから鋳造材中に混入される化合物化されたＴｉと新たに添加される金属Ｔｉの量とを合わせて、総含有量として、０．１５％  以下とする。
【００３８】
なお、本発明で言う金属Ｔｉとは、結晶粒微細化効果を発揮できるＴｉの意味であり、通常Ｔｉ−Ｂなどの他の元素との母合金の形でＡｌ合金溶湯に添加されるようなＴｉの形態を言う。通常はＴｉはこのＴｉ−Ｂ合金の母合金で添加されるため、Ｂ  が必然的に混入しやすい。Ｂ  は不純物ではあるが、Ｔｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、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。
【００３９】
以下に、本発明の不純物の規制について説明する。本発明において、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆは、Ｔｉと化合物を形成してＴｉの効果を消滅させ、かつ地金や合金添加用の原料あるいは鍛造材製品スクラップなどから鋳造材中に混入しやすい。このため、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの各元素の個別含有量と総含有量とが、できるだけ少なくなるように積極的に規制することが必須である。具体的には、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％  以下、Ｈｆ：０．０１％以下であって、かつ、これらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制する。
【００４０】
Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆの各元素の個別含有量と総含有量とが各々上記上限値を越えた場合には、例え、上記本発明にとっての必須の元素が本発明組成成分範囲を満足していたとしても、Ａｌ合金鋳造材  （鋳塊）  組織の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下およびＡｌ合金鍛造材組織の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下とすること、更に、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の基本性能が達成できない乃至保障することができない。
【００４１】
以下に規制することが好ましいその他の不純物について説明する。
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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もある。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。
【００４４】
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効果もある。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。
【００４５】
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合金鍛造材の各製造工程自体は、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。
【００４６】
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、鍛造材の結晶粒を微細化させるためには、Ａｌ合金溶湯を上記化学成分組成とするとともに、この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。
【００４７】
次いで、このＡｌ合金鋳塊  （鋳造材）  を２５０  ℃／ｈ以下の加熱速度で加熱して、５００  〜５５０  ℃の温度で均質化熱処理することが好ましい。均質化熱処理温度への加熱速度が２５０  ℃／ｈを越えて速すぎると、均質化熱処理において、Ｍｎ、Ｃｒなどが固溶しにくくなり、粗大化しやすく、微細な分散粒子を形成しにくくなる。
【００４８】
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やすく、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。更に、Ｍｎ、Ｃｒなどの分散粒子が粗大化して、結晶粒微細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４９０  ℃未満と低過ぎると、鋳塊の均質化が不足し、鍛造材を高強度化、高靱性化することが難しくなる。
【００４９】
この均質化熱処理の後に、４８０  〜５２０  ℃の開始温度と３８０  ℃以上の終了温度で、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、熱間鍛造開始温度と終了温度とを、各々４８０  ℃以上、３８０  ℃以上の比較的高い温度とする。
【００５０】
熱間鍛造開始温度が４８０  ℃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３８０  ℃以上のより高温に保証することが困難となる。この結果、熱間鍛造の終了温度が３８０  ℃未満となって、本発明の成分組成範囲内であっても、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可能性がある。このため、鍛造材組織の平均結晶粒径を１００  μｍ  以下とすることが困難となり、高強度、高靱性、高耐食性などの要求特性を保障できなくなる。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５２０  ℃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。
【００５１】
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。
【００５２】
但し、平均結晶粒径が１００  μｍ  以下の組織を有する鍛造材の０．２％耐力とシャルピー衝撃値をより高くするためには、これらの調質処理の内の各温度を以下の通りの特定範囲とする。
【００５３】
即ち、溶体化処理温度は５４０  〜５６０  ℃の範囲とする。溶体化処理温度が５４０  ℃未満ではＭｇ２Ｓｉ  などが十分固溶せず、その後の焼入れや人工時効硬化処理によっても、上記高強度、高靱性が得られない。また、溶体化処理温度が５６０  ℃を越えた場合、局部溶解の可能性が生じる。
【００５４】
溶体化処理後の焼入れ温度は７０℃以下の温度とする。焼入れ温度が７０℃を越えた場合、焼入れが不足し、上記高強度が得られない。この際、焼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。
【００５５】
人工時効硬化処理の温度は１７０  〜２００  ℃の範囲とする。人工時効硬化処理温度が１７０  ℃未満では、時効硬化が進まず、上記高強度が得られない。また、人工時効硬化処理温度が２００  ℃を越えると、過時効となって、逆に強度が低下し、上記高強度が得られない。
【００５６】
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。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。
【００５７】
【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  〜６  の本発明成分組成範囲内と、合金番号７  〜１０の本発明化学成分組成範囲外とのＡｌ合金鋳塊  （Ａｌ合金鋳造材、いずれも直径φ８０ｍｍの丸棒）  を、各々半連続鋳造法により、表２  に示す冷却速度により鋳造した。
【００５８】
表１  に示す合金番号７  〜１０の本発明化学成分組成範囲外の例の内、合金番号７  は新たに添加される金属Ｔｉ量が０．０４％  と低めに外れた比較例である。合金番号８  は新たに添加される金属Ｔｉ量が０．１２％  と高めに外れているため、Ｔｉの総含有量も０．１６％  と高めに外れた比較例である。合金番号９  はＴｉ量はいずれも本発明範囲内であり、不純物であるＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの個別の含有量は各々本発明範囲内であるものの、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量のみが０．０１２％と、本発明上限を越えている比較例である。合金番号１０はＴｉ量はいずれも本発明範囲内であり、不純物であるＶ  、Ｈｆの個別の含有量は各々本発明範囲内であるものの、Ｚｒの含有量のみが０．０１２％と本発明上限を越え、このため、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量も０．０１２％と、本発明上限を越えている比較例である。
【００５９】
上記鋳塊  （鋳造材）  の平均結晶粒径  （μｍ）を表２  に示す。なお、表１  に示した発明例、比較例合金とも、Ａｌ合金鋳塊におけるＢ  は１００  〜２００ｐｐｍ、他の不純物であるＺｎは０．１  〜０．２％、Ｂｅは１０ｐｐｍ  以下、１００ｇのＡｌ中のＨ２  濃度は全て０．１０〜０．１５ｍｌであった。
【００６０】
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  に示す各条件の加熱速度（  ℃／ｈ）  と温度（  ℃）  で、４  時間均質化熱処理した。この均質化熱処理後に、表２  に示す各条件の開始温度（  ℃）  と終了温度（  ℃）  とで、熱間鍛造し、足回り部品に対応する厚みである２０ｍｍｔ  の平板に鍛造した  （各例とも加工率は同じ）  。
【００６１】
これらの鍛造後、表２  に示す各温度と各時間条件で、溶体化処理（５３０〜５５０  ℃×５  時間）  および水焼入れ処理  （焼入れ温度８０〜５０℃）  、人工時効硬化処理（１７０〜２００  ℃×５  時間）  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  時間とした。また、溶体化および焼入れ処理の後３０分以内に人工時効硬化処理を行った。
【００６２】
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、平均結晶粒径は２０視野を測定し、これらを平均して平均結晶粒径（  μｍ）とした。
【００６３】
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ＪＩＳ  の測定方法に準じて各々測定し、各平均値を求めた。
【００６４】
更に、応力腐食割れ試験は、型割り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、鍛造材が型割り部に対し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。
【００６５】
なお、本発明の実施例では、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合でも、鋳造材乃至鍛造材組織の結晶粒を確実に再現性良く微細化できることを確認するために、表２  、３  の発明例１  〜６  および比較例７  〜１０までは、同じ合金組成  （同じ合金番号）  の鋳造材を各例とも各々別々に  （極力同一条件になるように）  溶製して５  本準備した。そして、これら各鋳造材を素材とする鍛造材も各例とも各々別々に  （極力同一条件になるように）  均質化熱処理、熱間鍛造、溶体化処理焼入れ処理、人工時効硬化処理を行い、各例とも５  本の鍛造材を製造した。なお、比較例１１〜１７は１  本の鋳造材および対応する鍛造材について評価した。
【００６６】
そして、各例とも特性評価は、比較例１１〜１７を除き、上記条件にて測定した５  本の鍛造材の各機械的な特性値の最低値、５  本の鍛造材の各平均結晶粒径値の内の最大平均結晶粒径値で行なった。また、応力腐食割れの評価も、最低レベル基準での評価で行い、前記した評価試験で、１  本の鍛造材にでも応力腐食割れが発生している場合を×、１  本の鍛造材にでも粒界腐食が発生している場合を△、５  本全てに応力腐食割れや粒界腐食が発生していない場合を○として評価した。したがって、表３  に示す各特性値は、これらの意味を有する。なお、表３  に示す比較例１１〜１７の特性値は１  本のみの鍛造材のものである。
【００６７】
表３  から明らかな通り、本発明成分組成範囲とし、所定量の金属Ｔｉが添加された上で、Ｔｉの総含有量を０．１５％  以下とし、更に、不純物として、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆを個別に、またこれらＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量でも０．０１％  以下に規制し、更に好ましい範囲内の条件で製造した発明例１  〜６  の鍛造材は、表２  の鋳造材と表３  の鍛造材ともに平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であって、強度、靱性が高く、応力腐食割れ性にも優れている。即ち、別々に試作した５  本の人工時効硬化処理後の鍛造材は、各発明例ともに、全て平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であるとともに、高強度高靱性材として、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上であるか、または、高強度材として、鍛造材の０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上であった。
【００６８】
なお、合金例１  は高強度高靱性材を狙いとした組成であり、これを用いた発明例１  は、０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２  以上である。また、合金例２  は高強度材を狙いとした組成であり、これを用いた発明例２  は０．２％耐力が３７０ＭＰａ以上でシャルピー衝撃値が１２Ｊ／ｃｍ２  以上である。
【００６９】
ただ、発明例の中でも、不純物であるＺｒが上限値に近い発明例３  や、Ｚｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量が上限値に近い発明例４  は、同じ成分組成の発明例２  などに比較して、比較的平均結晶粒径が大きく、比較的強度、靱性が低い。
【００７０】
これに対して、添加される金属Ｔｉ量が低めに外れた合金番号７  を用いた比較例７  、不純物であるＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量のみが本発明上限を越えている合金番号９  を用いた比較例９  、Ｚｒ含有量とＺｒ、Ｖ  、Ｈｆの総含有量とが本発明上限を越えている合金番号１０用いた比較例１０は、表２  の鋳造材や表３  の鍛造材の平均結晶粒径が軒並み１００  μｍ  を越えて大きくなっており、発明例に比して、強度、靱性が著しく低く、応力腐食割れ性も劣っている。即ち、別々に試作した各比較例の鍛造材５  本全てが、各々平均結晶粒径が１００  μｍ  を越え、また、０．２％耐力かシャルピー衝撃値が低い。また、添加される金属Ｔｉ量やＴｉ総含有量が多めに外れた合金番号８  を用いた比較例８  は、表２  の鋳造材や表３  の鍛造材の平均結晶粒径は１００  μｍ  以下であるものの、発明例に比して、靱性が低く、耐食性も劣っている。
【００７１】
更に、本発明範囲内の合金番号２  を用いても、鋳造の冷却速度が遅い比較例１１は、表２  の鋳造材の平均結晶粒径が１００  μｍ  を越えて大きくなっている。このため、その後、高温鍛造など、好ましい条件で鍛造材を製造しているのも関わらず、表３  の鍛造材の平均結晶粒径が１００  μｍ  を越えて大きくなっており、発明例に比して、強度、靱性が著しく低く、応力腐食割れ性も劣っている。
【００７２】
同様に化学成分組成が発明範囲内の合金番号２  であって、表２  の鋳造材の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であっても、均質化熱処理の加熱速度が速すぎる比較例１２、熱間鍛造の開始温度が低過ぎる比較例１４、最終終了温度が低過ぎる比較例１５は、表３  の鍛造材の平均結晶粒径がいずれも１００  μｍ  を越えて大きくなっており、発明例に比して、強度、靱性が著しく低く、応力腐食割れ性も劣っている。
【００７３】
また、化学成分組成が発明範囲内合金番号２  であっても、均質化熱処理温度が低過ぎる比較例１３は、表２  の鋳造材の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であっても、表３  の鍛造材の平均結晶粒径がいずれも１００  μｍ  を越えて大きくなっており、発明例に比して、強度、靱性が著しく低く、応力腐食割れ性も劣っている。更に、溶体化処理温度が低過ぎる比較例１６、焼入れ温度が高過ぎる比較例１７は、表２  の鋳造材や表３  の鍛造材の平均結晶粒径が１００  μｍ  以下であっても、いずれも発明例に比して、強度が著しく低い。
【００７４】
したがって、これらの結果から、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合でも、鋳造材乃至鍛造材組織の結晶粒を確実に微細化でき、鍛造材を高強度化、高靱性化および高耐食性化できる、本発明の成分組成と製造条件の臨界的な意義が分かる。
【００７５】
【表１】
2004292937.tif 000002
【００７６】
【表２】
2004292937.tif 000003
【００７７】
【表３】
2004292937.tif 000004
【００７８】
【発明の効果】
本発明によれば、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移元素を添加した場合でも、鋳造材乃至鍛造材組織の結晶粒を確実に微細化できる輸送機構造材用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供でき、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。