JP2000144296A - 高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度高靱性Al合金鍛造材を提供する。 【解決手段】 アルミニウム合金鍛造材1 を、Mg:0.6〜
1.6% (質量% 、以下同じ) 、Si:0.6〜1.8%、Cu:0.05 〜
1.0%を含むとともに、Feを0.30% 以下に規制し、Mn:0.1
5 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%、Zr:0.1〜0.2%の一種または二
種以上を含み、更に、水素:0.25 cc/100g Al以下とし、
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
鍛造材であって、10℃/sec以上の冷却速度で鋳造された
アルミニウム合金鋳塊を、530 〜 600℃の温度で均質化
熱処理した後に、熱間鍛造して鍛造材とされ、該鍛造材
におけるアルミニウム合金組織中のMg₂Si とAl-Fe-Si-
(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物の合計の面積率を単位面積当
たり1.5%以下としたことである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に自動車のサス
ペンション部品などの輸送機の部品に好適な、Al-Mg-Si
系高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 (以下、アルミ
ニウムを単にAlと言う) に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】周知の通り、自動車や車両などの輸送機
材の構造材あるいはナックル、ロアアーム、アッパーア
ームなどのサスペンション部品用として、軽量化を目的
として、成形性や焼付硬化性に優れたJIS 6000系(Al-Mg
-Si 系) などのAl合金が使用されている。このJIS 6000
系Al合金は、他の要求特性である伸びなどの機械的特性
や耐蝕性や応力腐食割れ性にも優れており、また、Mg量
などの合金量が少なく、スクラップをJIS 6000系Al合金
溶解原料として再利用できるリサイクル性の点からも優
れている。

【０００３】前記自動車用のサスペンション部品を例に
とると、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の
点から、Al合金鋳造材やAl合金鍛造材が用いられる。こ
の内、より高強度で高靱性などの機械的性質が要求され
る部品には、Al合金鍛造材が用いられる。そして、これ
らAl合金鍛造材は、Al合金鋳造材を均質化熱処理後、メ
カニカル鍛造などの熱間鍛造およびT6などの調質処理や
時効処理が施されて製造される。

【０００４】近年、これら自動車用のサスペンション部
品を含めて、より薄肉化や高強度化が求められており、
前記Al合金鍛造材も、より高強度で高靱性化する必要性
が生じている。しかし、現状でこれら用途に使用されて
いるJIS 6000系Al合金では、どうしても強度不足が生じ
てしまう。

【０００５】このため、従来からAl合金材料の側を改善
することが行われている。例えば、特開平06-256880 号
公報では、自動車用のサスペンションなどの部品として
用いられるAl合金鍛造材用鋳造材として、JIS 6000系(A
l-Mg-Si 系) 鋳造材のMg、Si等の成分を規定するととも
に、晶出物の平均粒径を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。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかし、この特開平06
-256880 号公報の実施例にも示されている通り、この従
来技術で得られるAl合金鍛造材のデンドライト二次アー
ム間隔(DAS) は、小さいものでも、せいぜい30μm 程度
であり、かつAl合金鍛造材の特性は、丸棒の据え込み鍛
造試験結果では、加工率 [( 元のインゴット高さd₀−割
れが発生した高さd _t ) /d₀]が75% の場合、強度
(σ_B ) が39.2〜39.3kgf/mm²(384 〜385N/mm²)程度で、
また、靱性(I_C ) も2.2 〜2.3kgf/mm² (シャルピー衝撃
値で約22J/cm²)程度である。

【０００７】即ち、この従来技術のような丸棒の据え込
み鍛造試験では、丸棒の各部位は均一に加工される結
果、丸棒の各部位の機械的特性は均一なものとなる。し
かし、図2 に自動車用のサスペンション部品用のAl合金
鍛造材の一例を示す通り、実際のAl合金鍛造材では、メ
カニカル鍛造などの熱間鍛造によっても、部品の部位に
よっては、加工率が低くなる場合があり、鍛造材の各部
位の機械的特性は均一なものとならない。例えば、図2
のような形状の場合、図2 のT₂部分などは、T₁部分の加
工率が75% の場合でも、50% 程度の加工率にしかならな
い。そして、この加工率が低い部位の靱性は、鍛造され
ても鋳造組織が残るために、加工率が高い他の部位に比
して、必然的に低くなる傾向にある。

【０００８】したがって、この従来技術で得られるAl合
金鍛造材の強度や靱性は、JIS 6061や6151などのAl合金
などよりも向上しているものの、加工率が低い部位が生
じることにより、この部位の靱性が低くなるようなAl合
金鍛造材に対しては、特にAl合金鍛造材の平均的な靱性
が不足する。即ち、前記従来技術では、加工率が75%未
満、更には50% 以下となる部位では、前記靱性のレベル
が更に低くなり、部品として要求される、部品全体とし
ての高耐力および高靱性値を得ることができない。

【０００９】この結果、全体としてのより高強度で高靱
性が要求される部品、より具体的には、部品全体として
σ_0.2 で315N/mm²以上の高強度およびシャルピー衝撃値
で20J/cm² 以上の靱性が要求される部品や部材には適用
できず、Al合金鍛造材自体の自動車用のサスペンション
部品への用途の拡大を妨げていた。

【００１０】本発明はこの様な事情に着目してなされた
ものであって、その目的は、鍛造加工率の低い部位が存
在しても、鍛造材全体としての平均的な機械的特性が優
れ、鍛造材全体として、高強度で高靱性が要求される部
品や部材に適用することが可能な高強度高靱性Al合金鍛
造材を提供しようとするものである。

【００１１】

【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Al合金鍛造材の要旨は、Mg:0.6〜1.6% (質量
% 、以下同じ) 、Si:0.6〜1.8%、Cu:0.05 〜1.0%を含む
とともに、Feを0.30%以下に規制し、Mn:0.15 〜0.6%、C
r:0.1〜0.2%、Zr:0.05 〜0.2%の一種または二種以上を
含み、更に、水素:0.25 cc/100g Al以下とし、残部Alお
よび不可避的不純物からなるAl合金鍛造材であって、10
℃/sec以上の冷却速度で鋳造されたAl合金鋳塊を、530
〜 600℃の温度で均質化熱処理した後に、熱間鍛造して
鍛造材とされ、該鍛造材におけるAl合金組織中のMg₂Si
とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物の合計の面積率を
単位面積当たり1.5%以下としたことである。

【００１２】本発明者らは、鋳造により晶出する晶出物
と、鍛造されたAl合金組織の靱性との関係について検討
した結果、特定の晶出物の面積率が鍛造されたAl合金組
織の靱性と深く関わっていることを知見した。

【００１３】即ち、本発明者らは、鍛造されたAl合金組
織の破壊の起点 (ディンプルの起点）となっているの
は、Al合金鋳塊の晶出物の内、Mg₂Si およびAl-Fe-Si-M
n 、Al-Fe-Si-Cr 、Al-Fe-Si-Zr 等のAl-Fe-Si-(Mn、C
r、Zr) 系の晶出物であることを知見した。

【００１４】そして、更に重要なことは、Al合金組織に
存在するこれら晶出物が大きく乃至長くつながった形状
ではなく、互いに間隔を開けて分散していることが靱性
の向上に寄与することを知見した。即ち、これら晶出物
は、特に必要な強度を確保するために寄与している点か
らは、単純に低減乃至無くすことはできない。しかし、
必然的に存在乃至必要により存在しているこれら晶出物
の形態を制御することで、必要な強度の確保と、鍛造加
工率が低くても乃至鍛造加工率が低い部分があっても、
高い平均的な靱性が確保できることを知見した。

【００１５】例えば、前記特開平06-256880 号公報のよ
うな晶出物の形態制御、即ち、単に鋳塊の晶出物の平均
粒径を小さくするだけでは靱性の向上に多く寄与しな
い。本発明者らは、前記特開平06-256880 号公報のよう
な思想に反して、例え鋳塊の晶出物の平均粒径が大きく
ても、それが間隔を開けて分散している (まばらに存在
する) ならば、靱性の向上に寄与することを知見した。
つまり、晶出物の平均粒径が小さくても、互いの間隔が
小さく密集した状態乃至つながった状態では、靱性、特
に破壊靱性を劣化させる。そして、一方、本発明では、
これらMg₂Si およびAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物
等の晶出物量自体も、必要な強度確保分以外は制御乃至
低減する。

【００１６】そして、この晶出物量の制御と、晶出物が
互いに間隔を開けて分散している（晶出物の互いの間隔
が小さく密集した状態乃至つながった状態ではない）状
況に良く対応する指標として、本発明では、単位面積当
たりの、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物の
合計の面積率を選択する。

【００１７】これらの晶出物の面積率は、Al合金鋳塊乃
至鍛造材の厚み方向断面の組織の、800 倍の走査型電子
顕微鏡(SEM) の目視観察乃至画像解析観察によって行
う。この走査型電子顕微鏡の倍率は、400 〜800 までの
倍率で測定しても面積率はあまり変わらないが、これ以
外の倍率では、測定対象となる晶出物の数が全く異なっ
てくる。このため、倍率が異なると、測定される面積率
が大きく異なり、面積率規定の再現性を失う。したがっ
て、本発明で晶出物の面積率規定の基準とする走査型電
子顕微鏡の倍率は800 倍と定める。また、面積率測定の
再現性をもたせるためには、晶出物の面積率を測定する
対象部位の視野数 (測定ポイント) を5 〜20視野として
観察し、各視野での晶出物の測定面積率の平均をとるの
が好ましい。

【００１８】

【発明の実施の形態】本発明における晶出物の規定につ
いて説明する。800 倍の走査型電子顕微鏡(SEM) の目視
観察乃至画像解析観察によるMg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、C
r、Zr) 系晶出物の合計の面積率が、単位面積当たり1.5
%以下、好ましくは、1.0%以下とすることにより、自動
車用のサスペンション部品などに要求される、より高強
度で高靱性、好ましくは、耐力 (σ_0.2)の平均値が350N
/mm²以上を有する場合の、平均値30J/cm² 以上の高靱性
を得ることができる。

【００１９】一方、前記晶出物の合計の面積率が、単位
面積当たり1.5%を越えた場合には、特に、熱間鍛造によ
っても加工率が低くなる (加工率が75% 未満となる) 部
品の部位の靱性が顕著に低くなることを含め、部品全体
としての平均的な高靱性値を得ることができない。

【００２０】図1 は後述する実施例にて製造したAl合金
鍛造材の、図2 におけるT₁部位の厚み方向断面における
800 倍の走査型電子顕微鏡(SEM) によるミクロ組織を示
す図である (SEM による顕微鏡写真を図面化したもので
ある) 。同図において、2 はMg₂Si 晶出物、3 はAl-Fe-
Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物である。ここにおいて、図1
(a)の本発明に係るAl合金鍛造材のAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Z
r) 系晶出物3 は互いに間隔を開けて細かく分散してい
る。これに対し、従来技術に係るAl合金鍛造材の図1(b)
のAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物3 は、晶出物同士が
長くつながった形状をしている。

【００２１】そして、図1(a)のAl合金鍛造材はσ_0.2 で
350N/mm²以上の高強度を有するとともに、30J/cm² 以上
の高靱性を有するのに対し、図1(b)のAl合金鍛造材は20
J/cm ² 以下の靱性であり、両者は靱性に顕著な相違があ
る。そして、更に、この図1(a)、(b) のいずれの個々の
Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物3 の大きさは、前記特
開平06-256880 号公報で言う、平均粒径が8 μm 以下で
ある。したがって、単に鋳塊 (鋳造材) の晶出物の平均
粒径を小さくするだけでは靱性の向上に多く寄与せず、
例え鋳塊の晶出物の平均粒径が大きくても、それが間隔
を開けて分散している (まばらに存在する) ならば、言
い換えると、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物
の合計の面積率が低ければ、より高強度で高靱性のAl合
金鍛造材が得られることが裏付けられる。

【００２２】勿論、他の晶出物の面積率も靱性に影響す
る。他の晶出物として代表的なものは、例えば、Si単体
の晶出物や、Al₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂ 、(Fe,Mn)A
l₆、CuやMgのAlとの化合物相の晶出物、Al₂Cu₂Mg、Al₂C
u₂などである。この内、Si単体の晶出物は、材料破壊の
起点となり、靱性を著しく低下させる。したがって、Si
単体の晶出物は実質的に存在しないことが必要であり、
より具体的には、800 倍の走査型電子顕微鏡によりSi単
体の晶出物が観察されないことが必要である。ただ、後
述する通常の製造方法による場合、Al合金鋳塊乃至Al合
金鍛造材の組織中には、Si単体の晶出物は実質的に存在
しない。

【００２３】また、他のAl₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂ 、
(Fe,Mn)Al₆、Al₂Cu₂Mg、Al₂Cu₂等の晶出物については、
前記Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物と同様に
面積率を低くすることが靱性の向上のために必要であ
る。しかし、これら晶出物は、前記Mg₂Si とAl-Fe-Si-
(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の量に比して絶対量が少なく、
しかも、前記Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物
の合計の面積率さえ低くすれば、これに伴い、必然的に
面積率が減されるものである。したがって、本発明で
は、前記Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物以外
の晶出物については、特に規定しない。

【００２４】そして、本発明におけるAl合金鍛造材の晶
出物の規定を満足し、Al合金鍛造材が高強度および高靱
性を保証するためには、晶出物の生成を支配する鋳塊お
よび鋳塊の均質化熱処理の段階で、Mg₂Si とAl-Fe-Si-
(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物の合計の面積率を単位面積当
たり1.5%以下とすることが重要である。即ち、生成晶出
物の面積率の制御は、鍛造工程では実質的に不可能であ
り、本発明における鍛造材の晶出物の面積率の制御は、
鋳塊および鋳塊の均質化熱処理の段階において行う。

【００２５】なお、本発明で言う耐力や靱性の平均値と
は、図2 を例にすると、加工率が最も高い= 耐力や靱性
が最も高いT₁部分 (加工率75%)と、加工率が最も低い=
耐力や靱性が最も低いT₂部分 (加工率50%)の平均を言
う。勿論、これは、単にこれら2 点のみの値を平均する
ことを意味するだけではなく、部材乃至部材の形状によ
っては、更に機械的性質の保証が必要となる複数の部位
の値の平均をとっても良い。

【００２６】(鋳塊) 更に、本発明における鍛造材用の
鋳塊は、Al合金鍛造材の高靱性化を保証するために、鋳
塊のデンドライト二次アーム間隔(DAS) を30μm 以下と
する。これにより、Al合金鋳塊およびAl合金鍛造材の結
晶粒を微細化させるとともに、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、
Cr、Zr) 系晶出物の合計の面積率を低くし、Al合金鍛造
材の靱性を向上させる。この鋳塊のデンドライト二次ア
ーム間隔(DAS) が30μmを越えて大きくなった場合、前
記特開平06-256880 号公報のAl合金鍛造材のデンドライ
ト二次アーム間隔(DAS) が30μm 程度の場合のように、
鍛造加工率の低い部位が存在した場合に、Al合金鍛造材
全体の靱性を向上させることができない。

【００２７】なお、鍛造材は、鋳塊を直接熱間鍛造する
場合や、更に鋳塊を一旦押出加工して熱間鍛造する場合
も含む。したがって、鋳塊の形状は、丸棒などのインゴ
ットやスラブ形状、或いは成品形状に近いニアネットシ
ェイプ等があり、特に制限されるものではない。

【００２８】(本発明Al合金の化学成分組成) 次に、本
発明Al合金における、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の強度、伸び、靱性などの機械
的特性や、耐蝕性や応力腐食割れ性、あるいは合金量が
少ないリサイクル性などの特性を満足する必要がある。
この内、特に自動車のサスペンション部品としては、好
ましくは、σ_0.2 で350N/mm²以上の高強度および30J/cm
² 以上の平均高靱性を得ることが必要である。

【００２９】したがって、本発明Al合金の化学成分組成
は、前記諸特性を満足するために、Al-Mg-Si系のJIS 60
00系Al合金の成分規格 (JIS 6101、6003、6151、6061、
6N01、6063など) に相当するものとして、基本的にMg:
0.6〜1.6%、Si:0.6〜1.8%、Cu:0.05 〜1.0%を含むとと
もに、Feを0.30% 以下に規制し、Mn:0.15 〜0.6%、Cr:
0.1〜0.2%、Zr:0.05 〜0.2%の一種または二種以上を含
み、更に、水素:0.25 cc/100g Al以下とし、残部Alおよ
び不可避的不純物からなるAl合金とする。その他、Zn:
0.005〜1.0%、Ti:0.001〜0.1%、B:1.〜300ppmなどを必
要により選択的に含む。しかし、JIS 6000系Al合金の各
成分規格通りにならずとも、前記基本的な特性を有して
さえいれば、更なる特性の向上や他の特性を付加するた
めの、適宜成分組成の変更は許容される。この点、上記
元素の成分範囲の変更や、より具体的な用途および要求
特性に応じて、Ni、V 、Sc、Agなどの他の元素を適宜含
むことは許容される。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。

【００３０】(本発明Al合金の元素量) 次に、本発明Al
合金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。

【００３１】Mg:0.6〜1.6%。Mgは人工時効により、Siと
ともにMg₂ Siとして析出して、また、Cu含有組成では更
にCu、Alと化合物相を形成して、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。Mgの0.
6%未満の含有では加工硬化量が低下し、人工時効でもσ
_0.2 で315N/mm²以上の高い強度が得られない。一方、1.
6%を越えて含有されると、強度 (耐力) が高くなりす
ぎ、鍛造性を阻害し、前記Mg₂Si 晶出物の合計の面積率
を、単位面積当たり1.5%以下、好ましくは、1.0%以下と
できず、靱性が低くなり、高靱性を得ることができな
い。したがって、Mgの含有量は0.6 〜1.6%の範囲とす
る。

【００３２】Si:0.6〜1.8%。SiもMgとともに、人工時効
処理により、Mg₂ Si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0.6%未満の含有では人工時効で十分な強度が得られ
ず、σ_0.2 で315N/mm²以上の高い強度が得られない。一
方、1.8%を越えて含有されると、鋳造時および焼き入れ
時に粗大な単体Si粒子として析出して、前記した通り靱
性を低下させる。また、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Z
r) 系晶出物の合計の面積率が、単位面積当たり1.5%以
下、好ましくは、1.0%以下とすることができず、高靱性
を得ることができない。更に伸びが低くなるなど、成形
性も阻害する。したがって、Siの含有量は0.6 〜1.8%の
範囲とする。

【００３３】Cu:0.05 〜1.0%。Cuは、Mg、Alと化合物相
を形成して析出し、マトリックス強度の向上に寄与する
他、時効処理に際して、他の合金元素の析出に対する核
の作用を生じ、析出物を微細に均一分散させ、最終製品
の時効硬化を著しく促進する効果を有する。Cuの含有量
が0.05% 未満では、これらの効果が発揮されない。一
方、Cuの含有量が1.0%を越えると、これらの効果が飽和
するとともに、却って靱性乃至熱間鍛造性を低下させ
る。また、Cuの含有量が0.3%を越えると耐食性が低下し
やすいので、耐食性の点からは、Cuの含有量を0.3%以下
とすることが好ましい。したがって、Cuの含有量は0.05
〜1.0%、好ましくは0.05〜0.3%とする。

【００３４】Mn:0.15 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%、Zr:0.05
〜0.2%の一種または二種以上。こ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、Al₂₀Cu₂Mn₃、Al₁₂Mg
₂Cr、Al₃Zr などの分散粒子 (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。また、これ
らの元素の内でも、Zrは、他のMn、Crとともに複合して
含有した場合に、数十から数百オングトロームのサイズ
の、Al-Mn 系やAl-Cr 系の分散粒子よりも、より微細な
Al-Zr 系分散粒子が析出する。このため、Zrは、Mn、Cr
とともに含有した場合に、結晶粒界や亜結晶粒界の移動
を阻止し、結晶粒の成長を抑制する効果が大きく、破壊
靱性や疲労特性などの向上効果が大きい。一方、これら
の元素の過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-
(Mn、Cr、Zr) 系の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。
したがって、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の
面積率が、単位面積当たり1.5%以下、好ましくは、1.0%
以下とすることができず、高靱性を得ることができな
い。このため、これらの元素の含有量は各々、Mn:0.15
〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%、Zr:0.05 〜0.2%とする。

【００３５】Fe:0.30%以下。Al合金に不純物として含ま
れるFeは、Al₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂ 、(Fe,Mn)Al₆、
或いは本発明で問題とする粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Z
r) 系の晶出物を生成する。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。特
に、Feの含有量が0.3%、より厳密には0.25% を越える
と、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の面積率
が、単位面積当たり1.5%以下、好ましくは、1.0%以下と
することができず、自動車用のサスペンション部品など
に要求される、より高強度で高靱性を得ることができな
い。したがって、Feの含有量は0.30% 以下、より好まし
くは0.25% 以下とすることが好ましい。

【００３６】水素:0.25 cc/100g Al以下。水素は、靱性
を著しく低下させ、耐衝撃破壊性を著しく劣化させる。
そして、薄肉化や高強度化した自動車用のサスペンショ
ン部品などにおいては、特に水素による耐衝撃破壊性劣
化の影響が大きい。したがって、水素は0.25 cc/100g A
l 以下のできるだけ少ない含有量とする。

【００３７】(Zn、Ti、B 、Be、V 等) 次に、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、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
で十分な強度が得られず、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、Znの含有
量は0.005 〜1.0%の範囲とすることが好ましい。

【００３８】Ti:0.001〜0.1%。Tiは鋳塊の結晶粒を微細
化し、プレス成形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、この効果が
得られず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な
晶出物を形成し、成形性を低下させる。したがって、Ti
の含有量は0.001 〜0.1%の範囲とすることが好ましい。

【００３９】B:1 〜300ppm。B はTiと同様、鋳塊の結晶
粒を微細化し、プレス成形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、
やはり粗大な晶出物を形成し、成形性を低下させる。し
たがって、B の含有量は1 〜300ppmの範囲とすることが
好ましい。

【００４０】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、
成形性を低下させる。したがって、Beの含有量は0.1 〜
100ppmの範囲とすることが好ましい。

【００４１】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。したがって、V を含有させる場合は0.15% 以下とす
る。

【００４２】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。

【００４３】しかし、Al合金鍛造材の靱性向上のため
に、Al合金鋳塊の結晶粒を微細化させる、およひ前記Mg
₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の面積率
を低くするためには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必要である。鋳塊の冷
却速度が10℃/sec未満では、結晶粒が粗大化し、鋳塊の
デンドライト二次アーム間隔(DAS) を30μm 以下とする
ことができない。また、Mg₂ SiとAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Z
r) 系晶出物の合計の面積率が、単位面積当たり1.5%以
下、好ましくは、1.0%以下とすることができず、自動車
用のサスペンション部品などに要求される、より高強度
で高靱性を得ることができない。

【００４４】次いで、このAl合金鋳塊 (鋳造材) の均質
化熱処理温度は530 〜 600℃の温度範囲とすることが必
要である。この種Al合金鋳造材の通常の均質化熱処理温
度は、470 〜480 ℃程度であるが、本発明では、前記し
た通り、靱性の向上のために、Mn、Cr、Zrの一種または
二種以上を含有させて、均質化熱処理時に、Al₂₀Cu₂M
n₃、Al₁₂Mg₂Cr 、Al₃Zr などの分散粒子 (分散相) を生
成して、微細な結晶粒を得る。また、Al合金鍛造材の高
耐力化や高靱性化を図るためには、この均質化熱処理の
段階で、Mg₂Si 系晶出物を充分に固溶させる必要があ
る。

【００４５】このためには、前記530 〜 600℃の高温で
の均質化熱処理が必要で、均質化熱処理温度が530 ℃未
満の温度では、前記分散粒子の数が不足して、結晶粒が
大きくなる。また、Mg₂Si 系晶出物の固溶量も不足し、
Mg₂ SiとAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の面積
率が、単位面積当たり1.5%以下、好ましくは、1.0%以下
とすることができず、自動車用のサスペンション部品な
どに要求される、より高強度で高靱性、より具体的に
は、σ_0.2 で315N/mm²以上の高強度を有する場合の、シ
ャルピー衝撃値が20J/cm² 以上の高靱性を得ることがで
きない。一方、均質化熱処理温度が600 ℃を越えても、
効果は変わらず、却って、Al合金鋳塊 (鋳造材) の溶損
等の問題を生じる。

【００４６】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。そして、鍛造
後、必要な強度および靱性を得るためのT6処理 (溶体化
処理後焼入れ) などの調質熱処理および時効処理が行わ
れる。

【００４７】なお、Al合金鍛造材に残留する鋳造組織を
無くし、強度と靱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、押出加工した後に、前記鍛造を行
っても良い。

【００４８】

【実施例】次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示
すAl合金鋳塊 (Al合金鋳造材、いずれもφ68mm径×580m
m 長さの丸棒) を、表2 、3 に示す鋳造方法(DC 鋳造
法、ホットトップ鋳造法) および冷却速度( ℃/ sec)に
より溶製後、表2 に示す温度で、いずれも8 時間均質化
熱処理を施し、表2 、3 に示す加工率で、自動車サスペ
ンション部品形状に、メカニカル鍛造により熱間鍛造
し、図1 に示す形状のAl合金鍛造材1 を製造した。次
に、このAl合金鍛造材1 を硝石炉を用いて560 ℃で1 時
間の溶体化処理した後水冷 (水焼入れ) を行い、その後
180 ℃×5 時間の時効処理を行った。なお、表3 の発明
例No.5の鋳塊は、前記均質化熱処理を行った後、押出比
6 で押出加工を行った後、熱間鍛造した。

【００４９】そして、前記Al合金鋳塊およびAl合金鍛造
材1 から各々試験片を採取し、鋳塊およびAl合金鍛造材
1 の厚み方向の断面の組織を、800 倍の倍率の走査型電
子顕微鏡(SEM) により、試験片の視野数 (測定ポイン
ト) を10視野として観察および画像解析を行い、Mg₂Si
とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の単位面積
(0.0127mm²)当たりの面積率 (各視野の平均) を求め
た。また、Al合金鋳塊のデンドライト二次アーム間隔(D
AS、μm)も、鋳塊のミクロ組織写真から「アルミニウム
のデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定方
法」(1988.8,軽金属学会研究委員会) に規定される交線
方法により求めた。これらの結果を表2 、3 に示す。

【００５０】更にAl合金鍛造材1 から採取した試験片の
引張強度 (σ_B 、N/mm²)、耐力 (σ _0.2 、N/mm²)、伸び
(δ、%)、靱性= シャルピー衝撃値(J/cm²) 等の機械的
特性を測定した。この際、Al合金鍛造材1 の各部位にお
ける、鍛造加工率の違いによる機械的特性のばらつきを
見るために、試験片の採取部位は、図1 の鍛造加工率が
最も高くなるT₁および鍛造加工率が最も低くなるT₂とし
た。なお、鍛造加工率は断面積の減少率として計算し
た。そして、これらの部位の機械的特性の平均も求め、
Al合金鍛造材1 全体としての平均的な機械的特性を求め
た。これらの結果も表2 、3 に示す。

【００５１】表2 から明らかな通り、Fe含有量を0.30%
以下、水素の含有量を0.25 cc/100gAl以下に低く抑える
など、本発明範囲内の化学成分組成とした、表1 のAl合
金No.1を用い、かつ鋳造冷却速度と均質化処理温度が本
発明製造方法を満たす発明例No.1、5 は、鍛造加工率が
50% と最も低くなるT₂においても、高強度と高靱性を確
保しており、Al合金鍛造材全体としての平均的な機械的
特性、特に耐力 (σ_{0. 2})が350N/mm²以上で、かつ平均靱
性値が30J/cm² 以上を確保している。そして、これら発
明例のAl合金鍛造材組織は、前記図1(a)に示した通り A
l-Fe-Si-(Mn 、Cr、Zr) 系晶出物3 が互いに間隔を開け
て細かく分散している組織を有していた。

【００５２】なお、表2 の発明例の中でも、発明例No.
1、5 に対し、発明例No.2は鋳造冷却速度が比較的低
く、デンドライト二次アーム間隔(DAS) が比較的大きく
なっている。また、発明例No.4は均質化処理温度が比較
的低く、Mn、Cr、Zrなどの分散粒子生成が少なく、結晶
粒が比較的粗大となっている。更に、発明例No.3は相対
的にSi量、Fe量、Mg量が高い表1 のNo.2のAl合金を用
い、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出物の合計の
面積率が比較的高くなっている。この結果、これらの発
明例は、Al合金鍛造材全体としての平均的な機械的特
性、特に平均耐力 (σ_{0. 2})が315N/mm²以上で、かつ平均
靱性値が20J/cm² 以上を確保しているものの、鍛造加工
率が50% と最も低くなるT₂における強度と靱性が、発明
例No.1、5 よりは劣っている。

【００５３】更に、Mn、Crと共にZrを含む発明例No.1
と、Zrを含まない以外は組成が殆ど同じ発明例No.6 (表
3)との比較において、発明例No.1の靱性値の方が高い。
この結果から、前記したZrの優れた靱性向上効果が分か
る。

【００５４】一方、表3 から明らかな通り、特にFe量が
本発明範囲を高めに外れた表1 のNo.3のAl合金を用いた
比較例No.7は、Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系晶出
物の合計の面積率が本発明範囲を外れている。また、鋳
造冷却速度が本発明製造方法よりも低い比較例No.8は、
デンドライト二次アーム間隔(DAS) が本発明範囲を外れ
ている。更に、比較例No.9は、均質化処理温度が本発明
製造方法よりも低くなり、Mn、Cr、Zrなどの分散粒子生
成が少なく、結晶粒が比較的粗大となっている。したが
って、これら比較例はいずれも、特に鍛造加工率が50%
と最も低くなるT₂における強度と靱性が低く、Al合金鍛
造材1 全体としての平均的な機械的特性は、耐力 (σ
_0.2)が315N/mm²以下で、かつ平均靱性値が20J/cm² 以下
である。そして、水素量が本発明範囲を高めに外れた表
1 のNo.5のAl合金を用いた比較例No.10 も、他の比較例
と同様に、Al合金鍛造材1 全体としての平均的な機械的
特性は、耐力 (σ_0.2)が315N/mm²以下で、かつ平均靱性
値が20J/cm² 以下と著しく低い。

【００５５】そして、比較例No.7のAl-Fe-Si-(Mn、Cr、
Zr) 系晶出物は、前記図1(b)に示す通り、晶出物同士が
長くつながった形状をしていた。

【００５６】以上の実施例から、本発明によれば、特
に、自動車や車両などの輸送機材の構造材あるいはナッ
クル、ロアアーム、アッパーアームなどのサスペンショ
ン部品用など、種々の形状の鍛造材について、熱間鍛造
により、部品の部位によって加工率が低くなる場合で
も、全体として、σ_0.2 が315N/mm²以上および20J/cm²
以上の高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材を得ること
ができることが分かる。したがって、本発明高強度高靱
性アルミニウム合金鍛造材および加工用アルミニウム合
金素材、更にアルミニウム合金鍛造材の製造方法におけ
る各要件の臨界的な意義が裏付けられる。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】

【表３】

【００６０】

【発明の効果】本発明によれば、熱間鍛造の加工率が低
くなる場合でも、σ_0.2 が350N/mm²以上および靱性が30
J/cm² 以上の、より高強度で高靱性が要求される部品や
部材に適用することが可能な高強度高靱性Al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Al合
金鍛造材の自動車、車両、船舶などの輸送機材用への用
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】図1(a)は本発明、図1(b)は従来技術に各々係
る、Al合金鍛造材のミクロ組織を示す説明図である。

【図２】自動車用のサスペンション部品用のAl合金鍛造
材の一例を示す説明図である。

【符号の説明】

1:Al合金鍛造材、2:Mg₂Si 晶出物、3:Al-Fe-Si-(Mn、C
r、Zr) 系晶出物、

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６１２ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｂ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ａ

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Mg:0.6〜1.6% (質量% 、以下同じ) 、S
   i:0.6〜1.8%、Cu:0.05 〜1.0%を含むとともに、Feを0.3
   0% 以下に規制し、Mn:0.15 〜0.6%、Cr:0.1〜0.2%、Zr:
   0.05 〜0.2%の一種または二種以上を含み、更に、水素:
   0.25 cc/100gAl以下とし、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鍛造材であって、10℃/sec以
   上の冷却速度で鋳造されたアルミニウム合金鋳塊を、53
   0 〜 600℃の温度で均質化熱処理した後に、熱間鍛造し
   て鍛造材とされ、該鍛造材におけるアルミニウム合金組
   織中のMg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物の合
   計の面積率を単位面積当たり1.5%以下としたことを特徴
   とする高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材。
2. 【請求項２】 前記Mg₂Si とAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系
   の晶出物の面積率が単位面積当たり1.0%以下である請求
   項１に記載の高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材。
3. 【請求項３】 前記Feを0.25% 以下に規制した請求項１
   または２に記載の高強度高靱性アルミニウム合金鍛造
   材。
4. 【請求項４】 前記アルミニウム合金鋳塊のデンドライ
   ト二次アーム間隔(DAS) が30μm 以下である請求項１乃
   至３の何れか１項に記載の高強度高靱性アルミニウム合
   金鍛造材。
5. 【請求項５】 前記アルミニウム合金鋳塊を鋳造後押出
   加工する請求項１乃至４の何れか１項に記載の高強度高
   靱性アルミニウム合金鍛造材。
6. 【請求項６】 前記耐力 (σ_0.2)の平均値が350N/mm²以
   上およびシャルピー衝撃値の平均値が30J/cm² 以上であ
   る請求項１乃至５の何れか１項に記載の高強度高靱性ア
   ルミニウム合金鍛造材。
7. 【請求項７】 前記アルミニウム合金鍛造材が、熱間鍛
   造の加工率が75% 未満の部位を有する請求項１乃至６の
   何れか１項に記載の高強度高靱性アルミニウム合金鍛造
   材。
8. 【請求項８】 前記アルミニウム合金鍛造材が、輸送機
   の部品用である請求項１乃至７の何れか１項に記載の高
   強度高靱性アルミニウム合金鍛造材。
9. 【請求項９】 前記アルミニウム合金鍛造材が、自動車
   のサスペンション部品用である請求項１乃至８の何れか
   １項に記載の高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材。