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WO2007114078A1 - アルミニウム合金鍛造部材およびその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金鍛造部材およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2007114078A1
WO2007114078A1 PCT/JP2007/056024 JP2007056024W WO2007114078A1 WO 2007114078 A1 WO2007114078 A1 WO 2007114078A1 JP 2007056024 W JP2007056024 W JP 2007056024W WO 2007114078 A1 WO2007114078 A1 WO 2007114078A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
cross
aluminum alloy
forging
less
rib
Prior art date
Application number
PCT/JP2007/056024
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Manabu Nakai
Yoshiya Inagaki
Atsumi Fukuda
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho filed Critical Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority to CN2007800021260A priority Critical patent/CN101365818B/zh
Priority to US12/279,189 priority patent/US8152940B2/en
Priority to CA2637273A priority patent/CA2637273C/en
Priority to EP07739465.8A priority patent/EP2003219B1/en
Priority to KR1020087023855A priority patent/KR101060917B1/ko
Publication of WO2007114078A1 publication Critical patent/WO2007114078A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/06—Making machine elements axles or shafts
    • B21K1/12—Making machine elements axles or shafts of specially-shaped cross-section
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention has high strength and high toughness and excellent corrosion resistance such as stress corrosion cracking resistance.
  • the present invention relates to an aluminum alloy forging used for automobile undercarriage parts and the like and a manufacturing method thereof (hereinafter, aluminum is also simply referred to as A1).
  • A1 such as 6000 series (A ⁇ Mg-Si series) in the AA or JIS standards, especially as structural parts or structural parts of transport equipment such as automobiles, especially as suspension parts such as upper arms and lower arms. Alloy forging is used. 6000 series A1 alloy forgings have high strength, high toughness and relatively excellent corrosion resistance. In addition, the 6000 series A1 alloy itself is also excellent in recyclability in that the scrap with a small amount of alloy elements can be reused again as a 6000 series A1 alloy melting raw material.
  • These 6000 series A1 alloy forging materials are subjected to homogenization heat treatment of A1 alloy forging materials, followed by hot forging (die forging) such as mechanical forging and hydraulic forging, followed by solution treatment and quenching treatment.
  • a so-called tempering treatment with an artificial age hardening treatment is performed.
  • an extruded material obtained by once extruding the forged material may be used as the forging material.
  • Suspension and other undercarriage parts are required to have materials that achieve high strength, high toughness, and high corrosion resistance.
  • the aluminum alloy forged material is superior in strength and high in reliability compared with the aluminum alloy forged material.
  • the A1 alloy forged material has higher strength and higher strength.
  • Toughness has also been proposed. These controls can improve corrosion resistance against intergranular corrosion and stress corrosion cracking.
  • transition elements having a grain refinement effect such as Mn, Zr, Cr, etc. are added to refine the grains or sub-grains. Improvement of fracture toughness and fatigue properties is also described in these proposals (see Patent Documents 3, 4, and 5).
  • transition elements having a crystal grain refining effect such as Mn, Zr, and Cr are added, and 450 to 570 are added. It is known to start hot forging at a relatively high temperature of ° C (see Patent Documents 6 to 7 and 8 to 10).
  • Patent Document 1 JP 07-145440 A
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 06-256880
  • Patent Document 3 JP 2000-144296 A (Registration 3684313)
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-107168
  • Patent Document 5 JP 2002-294382 A
  • Patent Document 6 Japanese Patent Laid-Open No. 5-247574
  • Patent Document 7 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-348630
  • Patent Document 8 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-43907
  • Patent Document 9 JP-A-2004-292937
  • Patent Document 10 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-292892
  • Automotive undercarriage parts such as suspension arms also have a component force having an arm portion and a ball joint portion on one end side of the arm portion.
  • These automobile undercarriage parts in particular, have a relatively narrow and thick peripheral rib and a relatively thin central part in order to achieve light weight while giving a predetermined strength. It has a substantially H-shaped cross-sectional shape consisting of a web.
  • the web in order to further reduce the thickness and weight of automobile undercarriage parts while maintaining rigidity, etc., in order to further reduce the weight of the automobile, the web must be made thinner and necessary. Accordingly, it is necessary to increase the width according to the shape, further reduce the width and thickness of the ribs, and reduce the weight (hereinafter also referred to as the “weight-reduced shape”). For this reason, automobile undercarriage parts having thin arm parts with a web wall thickness of 10 mm or less have begun to be adopted.
  • the maximum stress is applied to an arm portion having a substantially H-shaped cross-sectional force formed by such a rib and a thin web during use.
  • the part of the arm where the maximum stress is applied also depends on the overall shape of the automobile underbody parts and the shape requirements such as the wall thickness. However, the maximum stress is generated in the part of the arm that is determined by the overall shape and shape requirements, not the other joints.
  • the degree of processing of the thinner web portion and the further narrower and thicker rib portion tends to be larger (stricter). For this reason, at the temperature for hot forging, the thinned web part and the narrower and thicker rib part have coarse crystal grains (crystal grains) recrystallized at the parting line and in the vicinity thereof. There is a problem that it is more likely to occur.
  • an object of the present invention is to provide an aluminum alloy forged member that has high strength, high toughness, and high corrosion resistance even in a lightweight bowl shape. It is.
  • the summary of the aluminum alloy forged material of the present invention is mass%, Mg: 0.5-1.25%, Si: 0.4-1.4%, Cu: 0.01-0.7%, Fe: 0.05- 0.4%, Mn: 0.001 to 1.0%, Cr: 0.01 to 0.35%, Ti: 0.005 to 0.1%, respectively, and Zr: Less than 0.15%, the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • Narrow and thick! Aluminum alloy forging with an approximately H-shaped cross section in the width direction, consisting of a peripheral rib and a relatively wide central web.
  • the crystallized density observed in the structure of the cross-sectional part where the maximum stress is generated is 1.5% or less in average area ratio, including the parting line generated during forging
  • the interval between the grain boundary precipitates observed in the structure of the cross-sectional site is assumed to be 0.7 m or more in average interval.
  • the aluminum alloy forged material of the present invention has a cross-sectional portion where the maximum stress is generated in the cross-sectional structure in the width direction at the maximum stress-generating portion of the rib.
  • the size of the dispersed particles observed in the structure of the above is 1200 A or less in average diameter, and the density of these dispersed particles is 4% or more in average area ratio, and the recrystallization observed in the cross-sectional structure of these ribs
  • the area ratio occupied by the grains is 10% or less in terms of the average area ratio, and the area ratio occupied by the recrystallized grains observed in the cross-sectional structure in the width direction of the web adjacent to the cross-sectional structure of these ribs is the average area ratio. It is preferably 20% or less.
  • the above-mentioned crystallized substance density is preferably 1.0% or less in terms of the average area ratio, and the distance between the above-mentioned grain boundary precipitates is preferably 1.6 m or more in terms of the average distance.
  • the aluminum-forum alloy forging material in the component composition of the molten aluminum alloy described later, Mg: 0.7-1.25%, Si: 0.8-1.3%, Cu: 0.1-0.6%, Fe: 0.1-0.4%, Mn: 0.2-0.6%, Cr: 0.1-0.3%, Ti: 0.01- It is preferable that each element contains 0.1% and is restricted to Zr: less than 0.15%, and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • Mg 0.9-ll%
  • Si 0.9-ll%
  • Cu 0.3-0.5%
  • Fe 0.1-0.4%
  • Mn 0.2-0.6%
  • Cr 0.1-0.2%
  • Ti It is preferable that the content of each element is 0.01 to 0.1% and that Zr is limited to less than 0.15% and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • the present invention is preferably applied to a forged aluminum alloy material in which the web has a thin wall thickness of 10 mm or less.
  • the main point of the method for producing an aluminum alloy forged material of the present invention for achieving the above-described object is the method for producing an aluminum alloy forged material according to the above-mentioned summary or a preferred summary described later,
  • This forged mass is heated in a temperature range of 460 to 570 ° C at a heating rate of 10 to 1500 ° C / hr and subjected to a homogenization heat treatment that keeps this temperature range for 2 hours or more.
  • the forging end temperature is 350 ° C or higher,
  • quenching is performed at an average cooling rate in the range of 200 to 300 ° C / s, and further, artificial age hardening is performed.
  • the cross-sectional structure in the width direction of each of the specific portions of the rib at the portion of the rib where the maximum stress is generated in the arm portion of the aluminum alloy forging material having a light and bowl shape is as described above. It stipulates.
  • the components are adjusted and manufactured so that the cross-sectional structure in the width direction of each specific portion of the rib at the portion where the maximum stress of the rib is generated in the arm portion of the forged aluminum alloy forged material becomes the structure described above.
  • the present invention suppresses the coarsening of crystal grains in the rib part and the web part during forging, particularly in a specific part where the maximum stress is generated in the aluminum alloy forged material arm part having a light and bowl shape. To do.
  • this increases the strength, the high toughness, and the high corrosion resistance of the maximum stress generating portion of the arm portion, which will be described later, which should have strength.
  • an aluminum alloy forging having a thin H with a wall thickness of 10 mm or less and a relatively wide central web force that has an arm portion with a substantially H-shaped cross section (lightweight forging shaped forging (Even if it is a forged aluminum alloy), it should be made stronger, tougher and more corrosion resistant.
  • FIG. 1 is a plan view showing an automobile underbody part made of forged A1 alloy material.
  • the A1 alloy chemical composition of the automobile undercarriage parts of the present invention guarantees high corrosion resistance and durability such as high strength, high toughness and stress corrosion cracking resistance as undercarriage parts such as upper arm and lower arm.
  • the chemical composition of the A1 alloy is mass%, Mg: 0.5 to 1.25%, Si: 0.4 to 1.4%, Cu: 0.01 to 0.7%, Fe: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.001 to 1.0 %, CnO.Ol to 0.35%, Ti: 0.005 to 0.1%, respectively, and Zr: Less than 0.15%, with the balance consisting of A1 and inevitable impurities.
  • % display in each element amount means the mass%.
  • Mg 0.7 to 1.25% as a narrower composition range
  • Si 0.8-1.3%
  • Cu 0.1-0.6%
  • Fe 0.1-0.4%
  • Mn 0.2-0.6%
  • Cr 0.1-0.3%
  • Ti 0.01-0.1%
  • Zr 0.15 It is preferable that the content is limited to less than% and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • composition range Mg: 0.9 to ll%, Si: 0.9 to ll%, Cu: 0.3 to 0.5%, Fe: 0.1 to 0.4%, Mn: 0.2 to 0.6%, Cr: 0.1 to 0.2%, It is more preferable that Ti: 0.01% to 0.1% each is contained, and that Zr is limited to less than 0.15%, the balance being A1 and inevitable impurity power.
  • Mg 0.5 to 1.25%, preferably 0.7 to 1.25%, more preferably 0.9 to 1.1%.
  • Mg is an essential element for imparting high strength (yield strength) when using automobile undercarriage parts, as it precipitates in the crystal grains mainly as acicular j8 'phase with Si by artificial aging treatment.
  • yield strength yield strength
  • the age hardening amount at the time of artificial aging treatment will fall.
  • the strength (proof strength) becomes too high and the forgeability is impaired.
  • the Mg content is in the range of 0.5 to 1.25%, preferably 0.7 to 1.25%, more preferably 0.9 to 1.1%.
  • Si 0.4 to 1.4%, preferably 0.8 to 1.3%, more preferably 0.9 to 1.1%.
  • Si together with Mg, precipitates mainly as an acicular j8 'phase by artificial aging treatment, and is an essential element for imparting high strength (yield strength) when using automobile undercarriage parts. If the Si content is too small, sufficient strength cannot be obtained by artificial aging treatment. On the other hand, if the Si content is too high, coarse single-piece S insulators crystallize during fabrication and during quenching after solution treatment. Protrusions and precipitates, reducing corrosion resistance and toughness. In addition, excessive amounts of Si cannot provide high corrosion resistance, high toughness, and high fatigue characteristics. In addition, workability is hindered, such as lower elongation. Therefore, the Si content is in the range of Si: 0.4 to 1.4%, preferably 0.8 to 1.3%, more preferably 0.9 to 1.1%.
  • Mn 0.001 to 1.0%, preferably 0.2 to 0.6%.
  • CnO.Ol to 0.35%, preferably 0.1 to 0.3%, more preferably 0.1 to 0.2%.
  • Mn and Cr are A ⁇ Mn and A ⁇ Cr metals in which Fe, Mn, Cr, Si, Al, etc. are selectively bonded according to their contents during homogenization heat treatment and subsequent hot forging. Dispersed particles (dispersed phase) that are (consisting of) intermetallic compounds are produced.
  • Representative examples of Al-Mn and A-Cr intermetallic compounds include Al- (Fe, Mn, Cr) -Si compounds, (Fe, Mn, Cr) 3SiA112, and the like.
  • These dispersed particles of Mn and Cr are dispersed according to the manufacturing conditions. They are dispersed finely, densely and uniformly, and have the effect of hindering grain boundary movement after recrystallization. In addition, it is highly effective in reducing crystal grains. Mn is also expected to increase in strength and Young's modulus due to solid solution in the matrix.
  • Mn and Cr are contained, and the Mn content is 0.001 to 1.0%, preferably 0.2 to 0.6% in each range, and the Cr content is 0.01 to 0.35%, preferably 0.1 to 0.3%. Preferably, each range of 0.1 to 0.2% is contained.
  • Zr that produces dispersed particles (dispersed phase) like Mn and Cr
  • Zr produces a Ti-Zr compound that inhibits the refinement of Ti, Ti, and B crystal grains, and causes coarsening of the crystal grains. Therefore, in the present invention, Zr is not used, and the content of Zr contained as an impurity is suppressed as much as possible. Specifically, Zr is less than 0.15%, preferably less than 0.05%.
  • Cu 0.01 to 0.7%, preferably 0.1 to 0.6%, more preferably 0.3 to 0.5%.
  • Cu not only contributes to strength improvement by solid solution strengthening, but also has the effect of remarkably accelerating age hardening of the final product during aging treatment. If the Cu content is too low, these effects will not be achieved. On the other hand, if the Cu content is too high, the susceptibility to stress corrosion cracking and intergranular corrosion of the structure of the A1 alloy forging is remarkably increased, and the corrosion resistance and durability of the A1 alloy forging are reduced. Therefore, the Cu content is in the range of 0.01 to 0.7%, preferably 0.1 to 0.6%, more preferably 0.3 to 0.5%.
  • Fe 0.05 to 0.4%, preferably 0.1 to 0.4%.
  • the Fe content should be 0.05 to 0.4%, preferably 0.1 to 0.4%.
  • Ti 0.005 to 0.1%, preferably 0.01 to 0.1%.
  • Ti has the effect of refining the crystal grains of the lumps and making the forged material structure fine sub-crystal grains. If the Ti content is too small, this effect cannot be exhibited. However, if the Ti content is too large, coarse crystal precipitates are formed, and the workability is lowered. Therefore, the Ti content is 0.005 to 0.1%, preferably 0.01 to 0.1%.
  • Hydrogen 0.25 ml / 100 g A1 or less.
  • hydrogen H2
  • the hydrogen concentration per 100 g of Al is preferably 0.25 ml or less and the smallest possible content.
  • B is an impurity, as with Ti, it has the effect of refining the crystal grains of the lumps and improving workability during extrusion and forging. However, if the content exceeds 300 ppm, coarse crystal precipitates are formed and the workability is lowered. Therefore, B is allowed up to 300ppm.
  • the structure of the rib part in the specific part where the maximum stress is generated is defined as described above in the arm part of the lightweight forged car undercarriage part. Therefore, the meaning of the specific part where the maximum stress is generated in the automobile underbody part of the present invention will be described first.
  • Fig. 1 (a) is a plan view showing the overall shape of the automobile undercarriage part 1 and the specific part of the arm where the maximum stress occurs.
  • Fig. 1 (b) is a cross-sectional view of the AA line in Fig. 1 (a) (maximum stress).
  • FIG. 5 is a cross-sectional view in the width direction of a specific part of an arm portion where the occurrence of sag.
  • the automobile underbody part 1 is also an aluminum alloy forging material that is forged into this shape.
  • the automobile undercarriage part 1 has a substantially triangular overall shape as shown in Fig. 1 (a), and has joint parts 5a, 5b, 5c such as ball joints at the apex part of each triangle.
  • the car suspension parts have a shape in which these are connected by the arm portions 2a and 2b, respectively.
  • the arm portions 2a and 2b always have ribs extending in the longitudinal directions of the arm portions at the respective peripheral portions (both end portions) in the width direction.
  • the arm part 2a has ribs 3a and 3b, and the arm part 2b has ribs 3a and 3c.
  • the arm portions 2a and 2b always have webs extending in the longitudinal directions of the arm portions at the center portions in the width direction.
  • the arm part 2a has a web 4a
  • the arm part 2b has a web 4b.
  • the ribs 3a, 3b, 3c are common in the automobile underbody parts and are relatively narrow and thick.
  • the webs 4a and 4b are common to automobile underbody parts and are thinner than the ribs 3a, 3b and 3c, and are relatively wide with a thickness of 10 mm or less.
  • the arms 2a and 2b have a substantially H-shaped cross-sectional shape in the cross-section in the width direction, which is common to automobile underbody parts.
  • the vertical wall portions of the H type mean the ribs 3a, 3b, 3c
  • the central horizontal wall portions mean the webs 4a, 4b.
  • the specific part that generates the maximum stress during use (the maximum stress is applied) is located on the ball joint side of the rib part.
  • the arm parts 2a, 2b and the ball joint parts 5a, 5b, 5c are structurally designed so that Of course, the maximum stress generation site is inevitably on the ball joint side of one of the ribs, although it depends on the structural design conditions.
  • the specific part where the maximum stress is generated during use is indicated by the diagonal line in Fig. 1 (a) on the ball joint side of the rib part. It is a hatched portion extending in the longitudinal direction. That is, in the example of FIG. 1 (a), it is a part partially including the rib 3a and the web 4a on one side of the arm part 2a on the ball joint part 5a side, which is indicated by hatching. Further, the maximum stress generation site in the cross section in the width direction in this arm portion is the 6a portion on the upper end side of the rib 3a, which is surrounded by a circle in FIG.
  • the specific part of the arm part to which the maximum stress is applied (one side of the arm part 2a on the ball joint part 5a side: the rib 3a and the web 4a shown by hatching in FIG. 1 (a)
  • the site of each part is defined as described above. If it can be manufactured, it is preferable that only the specific portion of the arm portion to which the maximum stress is applied is used.
  • the structure of the entire arm portions 2a and 2b is as described above.
  • crystallized substances and grain boundary precipitates of the rib 3a structure which are the maximum stress generation sites of the arm part described in FIG.
  • the dispersed particles which are intermetallic compounds and the recrystallization ratio are further defined respectively.
  • the recrystallization ratio of the web 4a structure at the maximum stress generation site of the arm part is further defined.
  • the crystallized material of the rib 3a structure is specified by the structure of the maximum stress generation site in the cross section in the width direction.
  • the grain boundary precipitates and dispersed particles in the rib 3a structure are specified in the structure of the parting line in the cross section in the width direction.
  • the recrystallization ratio of the rib 3a structure and the web 4a structure is defined by the cross-section in the width direction of the maximum stress generation site.
  • the crystal of the cross-sectional structure in the width direction in the arm portion 2a to which the maximum stress is applied is a portion surrounded by a circle in FIG. 1 (b), which is a portion to which the maximum stress in the cross-section in the width direction is applied. It is specified by the 6a part on the upper end side of 3a.
  • the specific part where the maximum stress is generated during use extends to the rib 3b side which is not only the rib 3a, it is surrounded by a circle in FIG. 6b is also designated as a crystallized part.
  • the crystallized product referred to in the present invention is an AFe-Si-based crystallized product.
  • Fe content is too high, coarse A-Fe-Si-based crystals such as coarse crystals that deteriorate the fracture toughness and fatigue properties are generated.
  • Fe is an element that is particularly likely to be mixed as an impurity from melting raw materials such as scrap. For this reason, even if the content is about the normal impurity level, there is a high possibility that coarse crystals such as A ⁇ Fe-Si crystals will be produced.
  • the density of the A ⁇ Fe-Si-based crystallized product is specified, and coarse crystallized products such as the A ⁇ Fe-Si-based crystallized product in the structure are suppressed. That is, the A Fe—Si crystallized product in the structure is 1.5% or less in average area ratio, preferably 1.0% or less.
  • the average area ratio of the A ⁇ Fe-Si-based crystallized material exceeds 1.5% or less, preferably 1.0% or less, coarse crystals are formed, and the fracture toughness of automobile undercarriage parts And fatigue characteristics.
  • the average area ratio of the A ⁇ Fe-Si-based crystallized material is the portion where the maximum stress is applied in the cross section in the width direction, which is the portion on the upper end side of the rib 3a surrounded by circles in Fig. 1 (b).
  • the grain boundary precipitate is a part of the cross-sectional structure in the width direction of the arm portion 2a to which the maximum stress is applied, including the parting line PL (including) of the rib 3a in FIG. 1 (b). It is specified in the part.
  • the part line PL of the rib 3b corresponding to 8 of the rib 3a is included.
  • Part is also a grain boundary precipitate prescribed part.
  • This parting line PL shown in FIG. 1 (b) is a parting surface, and can be used as a boundary between both molds in hot mold forging using upper and lower molds. It inevitably occurs as a boundary surface (surface to be divided). If the above-mentioned maximum stress is the load site, and fracture occurs starting from the crystallized material on the upper end side 6b of the rib 3b in Fig. 1 (b), the fracture is directed toward this part line PL. Propagates grain boundaries. The grain boundary propagation of the directional fracture in this parting line PL varies greatly depending on the presence of grain boundary precipitates.
  • the present invention by reducing the precipitates on the grain boundary in the arm portion (particularly the rib portion) where the maximum stress is loaded, the propagation of the grain boundary of the fracture is prevented or suppressed, so that Improve fracture toughness and fatigue properties.
  • Grain boundary precipitates referred to in the present invention are Mg2Si and simple substance Si.
  • Mg2Si is mainly precipitated in the crystal grains as ⁇ and phase, and gives high strength (proof strength) of automobile undercarriage parts.
  • this Mg2Si or simple substance Si precipitates at the grain boundary, it becomes the starting point of the fracture, promotes the grain boundary propagation of the fracture toward the parting line PL, and the fracture toughness of automobile undercarriage parts. And deteriorate fatigue characteristics.
  • the grain boundary precipitate is defined by the part. That is, by increasing the average interval between grain boundary precipitates such as Mg2Si and elemental Si at the grain boundaries of this structure to 0.7 ⁇ m or more, preferably 1.6 ⁇ m or more, the precipitates on the grain boundaries are reduced.
  • the average interval between the grain boundary precipitates is the TEM (magnification in the width direction) of the part 8 (partial cross-sectional structure) of the parting line PL (including) of the rib 3a in Fig. 1 (b).
  • Ten fields of view were observed with a transmission electron microscope, and 1 / n was calculated from the number n of grain boundary precipitates per grain boundary length. In order to make the measurement reproducible, these observations are conducted at 10 arbitrary measurement points, and these are averaged to calculate the average area ratio.
  • the dispersed particles are also parting lines of the ribs 3a in FIG. 1 (b) among the cross-sectional yarns and weaves in the width direction in the arm portions 2a to which the maximum stress is applied, like the grain boundary precipitates. It is defined by the 8 part that is the PL (including) part.
  • the partition line PL (of the rib 3b corresponding to 8 of the rib 3a is included.
  • Part is also the grain boundary precipitate regulation part.
  • the forging rate is the largest, and it is a part that is easy to recrystallize. For this reason, it is important to prevent recrystallization of the most easily recrystallized portion. Therefore, in the present invention, recrystallization is performed at the most recrystallized portion.
  • recrystallization is performed at the most recrystallized portion.
  • the dispersed particles referred to in the present invention are A ⁇ Mn-based, A ⁇ Cr-based, and A ⁇ Zr-based intermetallic compounds.
  • these dispersed particles have the effect of hindering grain boundary movement after recrystallization if they are finely dispersed at a high density and uniformly, the crystal grains are prevented from being recrystallized and coarsened.
  • the effect of miniaturizing is high.
  • the heating rate or cooling rate is too small in the thermal history such as forging, homogeneous heat treatment, hot forging, solution treatment, and quenching treatment, depending on the production conditions, Easy to convert. For this reason, the effect of suppressing recrystallization (grain refinement) is lost, and the fracture toughness and fatigue characteristics of automobile undercarriage parts may be deteriorated.
  • the average diameter and the average area ratio are defined as the size of the dispersed particles. It is preferable. That is, it is not indispensable as described above for the crystallized and grain boundary precipitates of the rib 3a structure, but preferably, the average diameter of the dispersed particles is 1200 A or less and the density of the dispersed particles is an average.
  • the area ratio is 4% or more.
  • the average diameter of the dispersed particles in the structure exceeds 1200 A, or the density of the dispersed particles is less than 4% in terms of the average area ratio, it can be finely and uniformly dispersed. Not. For this reason, the fracture toughness and fatigue characteristics of automobile undercarriage parts may be degraded.
  • the average diameter and average area ratio of the dispersed particles are the ratio of the structure of 8 part (including the cross-sectional structure in the width direction) of the parting line PL (including cross section) of rib 3a in Fig. 1 (b).
  • the total area of the dispersed particles to be observed is obtained, and the ratio to the observation visual field area is calculated to obtain the average area ratio of the dispersed particles.
  • these observations are made at 10 arbitrary measurement points, and these are averaged and calculated.
  • the width direction of the rib 3a in FIG. It is preferable to regulate the area ratio (also referred to as the recrystallization area ratio) occupied by the recrystallized grains in the two parts of the entire structure in the cross section and the entire structure in the cross section in the width direction of the web 4a adjacent thereto. Accordingly, it is preferable to regulate the ratio of the recrystallized area of the arm portion combining the rib and the web.
  • the web 4a also includes a parting line PL site and is easily recrystallized.
  • the crystal grain size (recrystallization area ratio) of the web also greatly affects the fatigue strength. Also, because the web has a different degree of forging than ribs, the recrystallization area ratio of ribs is likely to be different from that of ribs. Therefore, when specifying the recrystallization area ratio of the arm part to which the maximum stress is applied, it is necessary to specify both the web and the rib.
  • the specified portion of the rib is the portion where the maximum stress in the cross section in the width direction is applied to the entire structure in the cross section in the width direction of the rib 3a in FIG. 1 (b).
  • the specified portion of the web is the entire structure in the cross-section in the width direction of the web 4a in Fig. 1 (b).
  • specify (measure) 9 parts including the above-mentioned parting line PL part which is most easily recrystallized. That is, the area ratio of the recrystallized grains at these two measurement sites 9 is regulated to an average area ratio of 20% or less on behalf of the entire structure in the cross-section in the width direction of the web, the subcrystal grains are increased, Refine crystal grains to about 10 m or less. This suppresses the grain boundary breakage of the web and improves the strength and toughness of automobile undercarriage parts.
  • the area ratio of the recrystallized surface is observed by optically magnifying the surface of the observation part (cross-sectional structure) of the rib and web that has been mirror-polished by mechanical polishing after 0.05 to 0.1 mm with an optical microscope. Then, image processing is performed to calculate the ratio of the recrystallization area to the observation visual field area. Since the recrystallized grains are large in size, the crystal grains including other sub-crystals that easily reflect light and light in color are dark in color because they are small in size. As a result, it is possible to discriminate by the difference in the shades of the color as well as the difference in size between them, and image processing is possible. In order to make the measurement reproducible, these observations are made at 10 arbitrary measurement points, and these are averaged.
  • the rib portion and the web portion of the arm portion are increased in strength and toughness. Even if it is an automobile undercarriage part that has an arm part with an approximately H-shaped cross section that is a thin wall with a wall thickness of 10 mm or less and a relatively wide central web force (lightweight forged car undercarriage part) Even so, it is made stronger, tougher and more corrosion resistant.
  • the manufacturing process itself of the A1 alloy forging material in the present invention can be manufactured by a conventional method.
  • each of the following explanations is required in order to increase the strength, toughness, and corrosion resistance of the car undercarriage parts having the structure described above. Manufacturing under specific conditions is required in the manufacturing process.
  • Forging is performed by appropriately selecting a usual melting and forging method such as a continuous forging rolling method, a semi-continuous forging method (DC forging method), and a hot top forging method.
  • a usual melting and forging method such as a continuous forging rolling method, a semi-continuous forging method (DC forging method), and a hot top forging method.
  • the structure of at least the maximum stress generation site (the maximum stress generation site rib 3a of the arm portion of the automobile underbody part).
  • DAS dendrite secondary arm spacing
  • the average cooling rate shall be 100 ° C / s or higher.
  • the homogenized heat treatment of the produced slag is 460-570.
  • Heat to a temperature range of C, preferably 460 to 520 ° C, 10 to 1500 ° C / hr, preferably 20 to 1000 ° C / hr, and hold in this temperature range for 2 hr or more .
  • the cooling rate after the homogenization heat treatment is set to 40 ° C./hr or more, and this cooling rate is allowed to cool to room temperature.
  • the homogenization heat treatment temperature is too high, the crystallized product is likely to dissolve, but the dispersed particles are coarsened and cannot be finely and uniformly dispersed, and the effect of refining crystal grains by the finely uniform dispersion is impaired.
  • the homogenization heat treatment temperature is too low, the crystallized material is not sufficiently melted and coarse crystallized material remains, making it difficult to increase the strength and toughness of the automobile undercarriage part.
  • the holding time in this homogeneous heat treatment temperature range is less than 2 hr, the homogenization time is insufficient, the crystallized material is insufficiently melted, and coarse crystallized material remains, resulting in an automobile undercarriage part. It becomes difficult to achieve high strength and toughness.
  • the cooling rate after the homogenization heat treatment is less than 40 ° C / hr, Mg2Si precipitates in the crystal grains before the solution treatment. For this reason, Mg2Si deposited by solution treatment is insufficient, resulting in insufficient solution treatment, making it difficult to increase the strength and toughness of automobile undercarriage parts.
  • the lump once cooled to room temperature at the above cooling rate is reheated to the hot forging start temperature.
  • hot forging is performed by forging with a mechanical press or forging with a hydraulic press, and forged into the final product shape of a car undercarriage part.
  • This shape is the above-described lightweight shape, and is a relatively narrow and thick peripheral rib, and a thin and relatively wide central web having a thickness of 10 mm or less and a substantially H-shaped cross section. It is processed into an automobile undercarriage part having a shaped arm portion.
  • the end temperature at the time of this hot forging is 350 ° C or more, and the forging start temperature is 350 ° C depending on conditions such as the number of hot forgings performed several times without any reheating.
  • the temperature should be C or higher.
  • the hot forging start temperature is less than 350 ° C, the end temperature is 350 ° C. It becomes difficult to guarantee a higher temperature than C.
  • the end temperature during hot forging is less than 350 ° C, the dispersed particles cannot be finely and uniformly dispersed. Therefore, the average grain size of the A1 alloy at the maximum stress generation site of the arm part of the automobile undercarriage part Even forged automobile undercarriage parts with a lighter diameter diameter cannot be refined to 50 m or less. Further, the ratio of sub-crystal grains is also reduced. As a result, it becomes impossible to increase the strength, toughness and corrosion resistance of automobile undercarriage parts.
  • the heating rate is increased to 100 ° C / hr or more, and cooling after hot forging is completed.
  • the speed is preferably as high as 100 ° C / hr or higher.
  • tempering treatment of T6, ⁇ 7, ⁇ 8, etc. to obtain the necessary strength, toughness and corrosion resistance as automobile undercarriage parts is performed as appropriate.
  • ⁇ 6 is an artificial age hardening treatment that obtains the maximum strength after solution treatment and quenching treatment.
  • ⁇ 7 is after solution treatment and quenching treatment To obtain the maximum strength, it is an excessive age-hardening treatment that exceeds the artificial age-hardening treatment conditions.
  • T8 is an artificial aging hardening treatment that obtains the maximum strength by cold working after solution treatment and quenching treatment.
  • the structure of at least the maximum stress generation site of the arm portion is finally optimized as defined in the present invention. That is, the density of A ⁇ Fe-Si crystals is 1.0% or less in average area ratio, the average maximum diameter of each Mg2Si grain boundary precipitate is 2 ⁇ m or less, and the average of each Mg2Si grain boundary precipitate is between The spacing is 1.6 ⁇ m or more, the average diameter of dispersed particles that are A ⁇ Mn-based or A ⁇ Cr-based intermetallic compounds is 1200A or less, and the density is 5% or less in terms of the average area ratio.
  • the T7 tempered material is an excessive age hardening treatment because of the difference between the solution age hardening and the artificial age hardening treatment after the quenching treatment. Get higher.
  • This ⁇ phase lowers the intergranular corrosion susceptibility, which is difficult to elute in a corrosive environment, and increases the stress corrosion cracking resistance.
  • ⁇ 6 tempered material is an artificial aging hardening treatment that obtains the maximum strength, and a large amount of ⁇ ′ phase is precipitated.
  • This ⁇ 'phase dissolves in a corrosive environment and immediately increases the intergranular corrosion susceptibility and decreases the stress corrosion cracking resistance. Therefore, by using the A1 alloy forged material as the above-mentioned 7 tempered material, although the rust resistance is slightly lowered, the corrosion resistance is higher than other tempering treatments.
  • the solution treatment is maintained in a temperature range of 530 to 570 ° C for 20 minutes to 8 hours. If the solution treatment temperature is too low, or if the time is too short, there will be insufficient solution solution, resulting in insufficient solid solution of Mg2Si and a decrease in strength. When heating to the solution treatment temperature, it is preferable to increase the rate of temperature rise to 100 ° C./hr or more in order to prevent the dispersion particles from becoming coarse and to guarantee the effect.
  • a quenching treatment is performed at an average cooling rate of 200 to 300 ° C / s.
  • the cooling during the quenching process is performed by water cooling. If the cooling rate during this quenching process is reduced, Mg2Si, Si, etc. will precipitate on the grain boundaries, and in the product after artificial aging, grain boundary fracture will easily occur and the toughness and fatigue properties will be lowered.
  • the stable phases Mg2Si and Si are formed in the grains, and the amount of
  • hot-water quenching at 50 to 85 ° C. in which quenching distortion is reduced, is preferable in order to shorten the product manufacturing process and reduce costs.
  • the hot water quenching temperature is less than 50 ° C, the quenching strain becomes large, and when it exceeds 85 ° C, the cooling rate becomes too low, and the toughness, fatigue characteristics and strength are lowered.
  • the artificial age-hardening treatment after solution treatment and quenching treatment is carried out in the temperature range of 530 to 570 ° C and the retention time of 20 minutes to 8 hours from the tempering treatment of T6, ⁇ 7, ⁇ 8, etc. Select a condition.
  • an air furnace, an induction heating furnace, a glass stone furnace, or the like is appropriately used. Furthermore, an air furnace, an induction heating furnace, an oil bath or the like is appropriately used for the artificial age hardening treatment.
  • the automobile underbody component of the present invention may be appropriately subjected to machining, surface treatment, and the like necessary as an automobile underbody component before and after the tempering treatment.
  • Aluminium alloy ingots (A1 alloy forged material, both forged rods with a diameter of 82 mm) with the chemical composition of alloy numbers A to R and S to Y shown in Table 1 were prepared by the semi-continuous forging method. Forging was performed at a relatively high cooling rate shown in Fig. 1.
  • a to C and D, F, H, L, M, N, and Q are invention examples
  • E, G, I, J, K, 0, P, R, and S to Y are It is a comparative example.
  • Zn, V, and Hf of each A1 alloy example are total, except for Comparative Example P, where the specific impurity content such as Zr is too high. Less than 0.2% and B was 300ppm or less. Also, hydrogen concentration in 100g A1 of each A1 alloy example Were all 0.10-0.15 ml.
  • each A1 alloy ingot of these chemical composition compositions was chamfered to a thickness of 3 mm and cut to a length of 500 mm, and then homogenized heat treatment and mechanical press under the conditions shown in Tables 2 and 3, respectively.
  • the car undercarriage parts with the shape shown in Fig. 1 were manufactured by hot die forging using solution, solution hardening and age hardening.
  • the homogenization heat treatment the heating rate, the cooling rate, and the holding time at the homogenization temperature were changed.
  • Hot forging changed the end temperature.
  • the solution quenching treatment the solution temperature, the holding time at the solution temperature, and the cooling rate were changed.
  • the age hardening treatment the aging temperature and the holding time at the aging temperature were changed.
  • the manufactured automobile undercarriage parts are ribs 3a, 3b, 3c with a relatively narrow width with a wall thickness of 30 mm, and a relatively wide (width: 60 mm) center with a wall thickness of 10 mm.
  • the arm portions 2a and 2b having a substantially H-shaped cross section composed of the webs 4a and 4b.
  • the cooling rate during the homogenization heat treatment was controlled by whether or not a cooling fan was used after the furnace exit.
  • a fan with a cooling rate of 100 ° C / hr was forcibly cooled with air, and a fan with a cooling rate of 20 ° C / hr was allowed to cool without using a fan as usual.
  • the solution treatment was performed using an air furnace, and after the solution treatment, water quenching was performed, and the temperature of this water was adjusted to control the cooling rate during water quenching as shown in Tables 2 and 3. .
  • the cooling rate is 200 ° C / s
  • quenching is performed in hot water at 60 ° C
  • the cooling rate is 250 ° C / s
  • the temperature is 40 ° C.
  • Quenching was carried out in water, and when the cooling rate was 300 ° C / s, quenching was carried out in water at room temperature of about 20 ° C.
  • the one with a cooling rate of 20 ° C / s was air-cooled.
  • Tables 4 and 5 show the state of grain boundary precipitates and dispersed particles in part 8 and the recrystallization area ratio in parts 7 and 8, respectively.
  • Tables 4 and 5 show the recrystallization area ratio of the structure of the portion 9 of the web 4a in FIG. 1 (b) adjacent to the rib 3a.
  • Tables 4 and 5 also show the characteristics of the tensile test pieces including the portion 7 in the cross section in the width direction of the rib 3a of each automobile underbody part. Tables 4 and 5 also show the properties of the tensile specimen including the portion 9 in the cross section in the width direction of the web 4a.
  • the A1 alloy numbers in Tables 2 to 5 correspond to the A1 alloy numbers in Table 1
  • Table 4 corresponds to Table 2
  • the numbers in Table 2 correspond to the numbers in Table 5
  • Table 3 corresponds to Table 5, respectively.
  • Two tensile test pieces A (L direction) and Charpy test piece B (LT direction) are collected from any part in the longitudinal direction, including each part of the rib 3a and web 4a, and tensile strength ( MPa), 0.2% resistance to moisture (MPa), elongation (%), Charpy impact value, etc. were measured, and each average value was determined.
  • the test piece should include at least the maximum stress generation part (shaded part in FIG. 1) of the arm part of each automobile undercarriage part, including both parts 7 and 8 of the rib 3a.
  • the intergranular corrosion susceptibility test conditions were in accordance with the provisions of the former JIS-W1103. In this state, after 6 hours of immersion for a specified time, the sample was pulled up, and then the cross section of the test piece was cut and polished, and the corrosion depth from the sample surface was measured using an optical microscope. The magnification was X100. A corrosion depth of less than 200 m was evaluated as “ ⁇ ” as minor corrosion. Moreover, the case of exceeding 200 ⁇ m was evaluated as “X J” as a large corrosion.
  • the stress corrosion cracking test is performed so that both the parts 7 and 8 of the rib 3a are included from at least the maximum stress generation part (shaded part in Fig. 1) of the arm part of each automobile undercarriage part. Pieces were collected and processed into C-ring shaped test pieces. The stress corrosion cracking test conditions were determined in accordance with the ASTM G47 alternate dipping method for the C-ring test piece. However, the test conditions further simulated the fact that a tensile stress was applied to the automobile undercarriage parts, and the proof stress in the L direction of the test piece of the mechanical characteristics in the ST direction of the C ring test piece. The condition was more severe than the actual operating condition with 75% stress.
  • the structure of the maximum stress generation site of the arm part of the automobile underbody part satisfies the provisions of the present invention. That is, the crystallized density observed in the cross-sectional structure in the width direction at the maximum stress generation site of the rib is 1.5% or less in average area ratio, and the distance between each grain boundary precipitate is 0.7 m or more in average interval. is there.
  • the inventive example has a tensile strength of S350 MPa or more for both the rib and the web, and a Charpy impact value of the rib of 10 J / cm 2 or more.
  • the inventive examples are excellent in the intergranular corrosion susceptibility and stress corrosion cracking resistance of the rib portion at the maximum stress generation site.
  • invention examples 1 to 3 have a preferable composition (content of each element).
  • the size of the dispersed particles in this structure is 1200 A or less in average diameter, and the density of these dispersed particles is in a preferable range of 4% or more in terms of average area ratio.
  • the area ratio of the recrystallized grains observed in the cross-sectional structure of these ribs is 10% or less in terms of average area ratio.
  • the area ratio of the recrystallized grains observed in the cross-sectional structure in the width direction of the web adjacent to the cross-sectional structure of these ribs is 20% or less in average area ratio.
  • the ribs and webs each have a tensile strength of 400 MPa or more and the Charpy impact value of the ribs is 15 J / cm 2 or more.
  • Inventive Examples 1 to 3 are also excellent in the intergranular corrosion susceptibility and stress corrosion cracking resistance of the rib portion at the maximum stress generation site.
  • Comparative Examples 4, 5, and 9 to 16 manufactured out of the optimum manufacturing conditions use the A1 alloy having the composition of B within the scope of the present invention.
  • the tissue of the maximum stress generation site of the arm part does not satisfy the provisions of the present invention.
  • any of the strength, toughness, and corrosion resistance of the maximum stress generation site of the arm part of the automobile undercarriage part is significantly inferior to the invention example.
  • Comparative Example 4 the forging cooling rate is too low.
  • Comparative Example 5 the soaking temperature is too low.
  • Comparative Example 9 the soaking cooling rate is too low.
  • Comparative Example 10 the forging end temperature is too low.
  • Comparative Example 11 the solution temperature is too low.
  • Comparative Example 12 the solution temperature is too high.
  • Comparative Example 13 the cooling rate during quenching is too low.
  • Comparative Example 14 since the soaking temperature was too high, burning (local melting) occurred in the lump, and subsequent production and characteristic evaluation were impossible.
  • Comparative Example 15 the soaking rate is too low.
  • Comparative Example 16 has an excessive soaking rate.
  • Comparative Examples 18, 20, 22-24, 28, 29, using A1 alloys E, G, I, J, K, 0, P, R, and S to Y having a composition outside the scope of the present invention. 31 to 38 are manufactured within the optimum manufacturing conditions, but any of the strength, toughness, and corrosion resistance of the maximum stress generation site of the arm part of the automobile undercarriage part is significantly inferior to the invention example. .
  • Comparative Example 32 Mg is insufficient. Comparative Example 18 is excessive in Mg. In Comparative Example 33, Si is insufficient. Comparative Example 20 is excessive Si. Comparative Example 34 has too little Cu. Comparative Example 22 is excessive in Cu. In Comparative Example 23, Fe is insufficient. In Comparative Example 24, Fe is excessive. In Comparative Example 35, Mn is insufficient. Comparative Example 36 is excessive in Mn. In Comparative Example 37, Cr is insufficient. Comparative Example 28 is excessive in Cr. Comparative Example 29 is excessive in Zr. Comparative Example 38 is too scarce. Comparative Example 31 is excessive.
  • an automobile underbody component having high strength, high toughness, and high corrosion resistance, and a method for manufacturing the same. Therefore, it has great industrial value in that it can be used for transporting A ⁇ Mg-Si based aluminum alloy forgings (for example, various structural members of automobiles). .

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Abstract

　本発明は、高強度化、高靱性化および高耐食性化させた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。特定成分と特定製造条件で製造され、比較的幅狭で厚い周縁部のリブ３と、肉厚が１０ｍｍ以下の薄肉で比較的広幅な中央部のウェブ４とからなる略Ｈ型の断面形状のアーム部２を有するアルミニウム合金鍛造材１の、リブ３ａの最大応力発生部位における幅方向断面における、最大応力が発生する断面部位７の組織で観察される晶出物密度、パーティングラインを含む断面部位８の組織で観察される各粒界析出物同士の間隔と分散粒子のサイズとの密度、これらリブの断面組織７，８において観察される再結晶割合、更に、これらリブ３ａの断面組織に隣接する前記ウェブ４ａの幅方向の断面組織９において観察される再結晶割合を規定し、アルミニウム合金鍛造材を、高強度化、高靱性化および高耐食性化させる。

Description

明 細 書
アルミニウム合金鍛造部材およびその製造方法
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る
、自動車足回り部品等に使用される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 A1とも言う）に関するものである。
背景技術
[0002] 近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽 量ィ匕による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車などの輸送機の構 造材乃至構造部品、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 (A卜 Mg-Si系）などの A1合金鍛造材が使用されている。 6000系 A1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、 60 00系 A1合金自体も、合金元素量が少なぐスクラップを再び 6000系 A1合金溶解原料と して再利用しやす 、点で、リサイクル性にも優れて 、る。
[0003] これら 6000系 A1合金鍛造材は、 A1合金铸造材を均質化熱処理後、メカ-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、前記铸造材の他に、铸造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。
[0004] サスペンションなどの足回り部品には、高強度'高靭性 '高耐食性を実現する材料 が要求されている。この点、アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合金铸造材等 に比較して、強度的に優れ信頼性が高い。
[0005] 近年、これら輸送機の構造材においても、自動車のより一層の軽量ィ匕のために、一 層薄肉化させた上での高強度化や高靱性ィ匕が求められている。このため、 A1合金铸 造材ゃ A1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 A1合金铸造材の晶析出物（晶出物や析出物）の平均粒径を 8 m以下と小さくし 、かつデンドライトニ次アーム間隔 (DAS)を m以下と細かくして、 A1合金鍛造材 をより高強度で高靱性ィ匕することが提案されている (特許文献 1、 2参照）。 [0006] また、 6000系 Al合金鍛造材の結晶粒内や粒界の晶出物ゃ晶析出物の平均粒径や 平均間隔などを制御することで、 A1合金鍛造材をより高強度で高靱性ィ匕することも提 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、これらの晶出物ゃ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ィ匕 させ、破壊靱性ゃ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）。
[0007] しかし、これら 6000系 A1合金鍛造材には、上記鍛造および溶体ィ匕処理工程におい 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。し力も、これらの各特許文献では、鍛造における加工温度が 45 0 °C未満と比較的低ぐ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。
[0008] 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カ卩した上で、 450〜570 °C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、 8〜10 参照）。
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（登録 3684313)
特許文献 4:特開 2001-107168号公報
特許文献 5 :特開 2002-294382号公報
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
特許文献 8：特開 2004-43907号公報
特許文献 9 :特開 2004- 292937号公報
特許文献 10 :特開 2004- 292892号公報
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0009] サスペンションアームなどの自動車足回り部品は、アーム部とこのアーム部の一端 側にボールジョイント部を有する構成力もなる。これら自動車足回り部品は、所定の 強度を出しつつ、軽量ィ匕を図るために、特にアーム部が、通常は、比較的幅狭で厚 い周縁部のリブと、比較的薄肉な中央部のウェブとからなる略 H型の断面形状力 な つている。
[0010] 前記した通り、自動車のより一層の軽量ィ匕のために、剛性等を維持しつつ、自動車 足回り部品を一層薄肉化、軽量化させるためには、ウェブを一層薄肉化、また必要 に応じて広幅化し、リブを一層幅狭化、厚肉化する、軽量化させた形状（以下、軽量 化形状とも言う）とする必要がある。このため、このウェブの肉厚が 10mm以下の薄肉 アーム部を有する自動車足回り部品も採用され始めている。
[0011] そして、サスペンションアームなどの自動車足回り部品では、使用時に、このようなリ ブと薄肉ウェブとが構成する略 H型の断面力もなるアーム部に、最大の応力が負荷 される。この最大の応力が負荷されるアーム部の部位は、自動車足回り部品の全体 形状や、肉厚などの形状要件によっても異なる。しかし、他のジョイント部などではな ぐアーム部の、全体形状や形状要件によって定まる部位に、最大応力が発生する。
[0012] しかし、このような鍛造品の軽量化の形状化は、熱間鍛造における、鍛造品の部位 による加工度のバラツキを大きくする。通常、再加熱無しで複数回行われるメカ-力 ルプレスを用いた熱間金型鍛造などにおいては、元々、部位によって熱間鍛造時の 加工率が大きく異なりやす！/、。
[0013] これによれば、前記一層薄肉化ウェブ部分や、一層幅狭化、厚肉化したリブ部分 の加工度は、より大きく（厳しく）なる傾向となる。このため、熱間鍛造における温度で は、前記一層薄肉化したウェブ部分や、一層幅狭化、厚肉化したリブ部分では、パ 一ティングラインならびにその近傍で再結晶した粗大結晶粒（結晶粒の粗大化）力 一層生じやすくなるという問題がある。
[0014] ここで、強度を有すべき、アーム部の最大応力発生部位であるウェブ部分やリブ部 分の結晶粒の粗大化が生じやすくなると、アーム部、ひいては自動車足回り部品全 体としての強度を高く維持しながら軽量ィ匕を図るのは困難となる。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、軽量化形状した鍛造材自動車足回り部 品を再現性良ぐ高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性化させることには限界があつ たのが実情である。
[0015] この様な事情に鑑み、本発明は、軽量ィ匕形状であっても、高強度化、高靱性化お よび高耐食性化させたアルミニウム合金鍛造部材を提供することを目的とするもので ある。
課題を解決するための手段
[0016] この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金鍛造材の要旨は、質量％で、 Mg:0.5〜1.25%、 Si:0.4〜1.4%、 Cu:0.01〜0.7%、 Fe:0.05〜0.4%、 Mn:0.001〜1.0%、 C r:0.01〜0.35%、 Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が Al および不可避的不純物からなり、比較的幅狭で厚!、周縁部のリブと比較的広幅な中 央部のウェブとからなる略 H型の幅方向断面形状のアーム部を有するアルミニウム合 金鍛造材であって、リブの最大応力発生部位における幅方向断面糸且織において、最 大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均面積率で 1.5%以 下であり、鍛造の際に生じるパーテイングラインを含む断面部位の組織で観察される 各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で 0.7 m以上であることとする。
[0017] また、この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金鍛造材は、上記要旨に カロえて、更に、リブの最大応力発生部位における幅方向断面組織において、最大応 力が発生する断面部位の組織で観察される分散粒子のサイズが平均直径で 1200A 以下であるとともに、これら分散粒子の密度が平均面積率で 4%以上であり、これらリブ の断面組織にぉ 、て観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で 10%以 下であり、更に、これらリブの断面組織に隣接する前記ウェブの幅方向の断面組織 において観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で 20%以下であること が好ましい。
[0018] ここで、上記した晶出物密度は平均面積率で 1.0%以下であり、上記した各粒界析 出物同士の間隔は平均間隔で 1.6 m以上であることが好ましい。また、前記アルミ -ゥム合金鍛造材ゃ、後述するアルミニウム合金溶湯の成分組成において、質量％ で、 Mg:0.7〜1.25%、 Si:0.8〜1.3%、 Cu:0.1〜0.6%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0 .1〜0.3%、 Ti:0.01〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が Alおよび 不可避的不純物からなることが好ましい。また、質量％で、 Mg:0.9〜l.l%、 Si:0.9〜l.l %、 Cu:0.3〜0.5%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0.1〜0.2%、 Ti:0.01〜0.1%を各 々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が Alおよび不可避的不純物からなること 力 り好ましい。更に、本発明は、前記ウェブの肉厚が 10mm以下の薄肉であるアルミ ニゥム合金鍛造材に適用されて好ま 、。
[0019] 前記した目的を達成するための、本発明アルミニウム合金鍛造材の製造方法の要 旨は、上記した各要旨の、あるいは後述する好ましい要旨のアルミニウム合金鍛造材 の製造方法であって、
質量％で、 Mg:0.5〜1.25%、 Si:0.4〜1.4%、 Cu:0.01〜0.7%、 Fe:0.05〜0.4%、 Mn:0.0 01〜1.0%、 CnO.Ol〜0.35%、 Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制 し、残部が A1および不可避的不純物からなるか、あるいは上記好ましい組成を有する アルミニウム合金溶湯を平均冷却速度が 100 °C/s以上で铸造し、
この铸造した铸塊を 460〜570 °Cの温度範囲に 10〜1500°C/hrの昇温速度でカロ 熱して、この温度範隨こ 2 hr以上保持する均質化熱処理を施した後に、
40°C/hr以上の冷却速度で室温まで冷却し、
更に熱間鍛造開始温度まで再加熱して、
比較的幅狭で厚い周縁部のリブと、薄肉で比較的広幅な中央部のウェブとからな る略 H型の断面形状のアーム部を有するアルミニウム合金鍛造材に熱間金型鍛造す るとともに、鍛造終了温度を 350 °C以上とし、
この熱間鍛造後に、 530〜570 °Cの温度範囲に 20分〜 8 hr保持する溶体化処理を 施し、
その後、平均冷却速度が 200〜300 °C/sの範囲で焼き入れ処理を行ない、更に、 人工時効硬化処理することである。
発明の効果
[0020] 本発明では、軽量ィ匕形状をしたアルミニウム合金鍛造材のアーム部の、リブの最大 応力発生部位におけるリブの前記各特定部位の幅方向断面組織を、上記要旨のよ うに規定する。また、鍛造後のアルミニウム合金鍛造材のアーム部の、リブの最大応 力発生部位におけるリブの前記各特定部位の幅方向断面組織を、上記要旨の組織 となるように、成分調整および製造する。
[0021] また、本発明では、軽量ィ匕形状をしたアルミニウム合金鍛造材アーム部の、特に最 大応力が発生する特定部位の、鍛造中におけるリブ部分やウェブ部分の結晶粒の 粗大化を抑制する。
[0022] 本発明では、これによつて、強度を有すべき、後述するアーム部の最大応力発生部 位を高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性化させる。そして、特に、肉厚が 10mm以下 の薄肉で比較的広幅な中央部のウェブ力 なる略 H型の断面のアーム部を有するよ うなアルミニウム合金鍛造材であっても（軽量ィ匕形状した鍛造材アルミニウム合金鍛 造材であっても）、高強度化、高靱性化および高耐食性化させる。
図面の簡単な説明
[0023] [図 1]A1合金鍛造材製自動車足回り部品を示す平面図である。
符号の説明
[0024] 1:自動車足回り部品、 2:アーム部、 3:リブ、 4:ウェブ、
5:ジョイント部、 6:最大応力発生部位（断面方向）、
7、 8、 9:試料採取部位
発明を実施するための最良の形態
[0025] 以下に、本発明自動車足回り部品および自動車足回り部品の製造方法の実施態様 にっき具体的に説明する。
[0026] (化学成分組成）
本発明自動車足回り部品、あるいは足回り部品を構成する A1合金鍛造材、この鍛 造用の素材である A1合金铸造材、この铸造用の素材である A1合金溶湯における、 A1 合金化学成分組成について説明する。
[0027] 本発明自動車足回り部品の A1合金化学成分組成は、アッパーアーム、ロアーァー ムなどの足回り部品として、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。このための A1合金化学成分組成は、質量％ で、 Mg:0.5〜1.25%、 Si:0.4〜1.4%、 Cu:0.01〜0.7%、 Fe:0.05〜0.4%、 Mn:0.001〜1.0 %、 CnO.Ol〜0.35%、 Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部 が A1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 ベて質量％の意味である。
[0028] 上記成分組成にお!、て、高強度、高靱性および耐応力腐食割れ性などの高 ヽ耐 食性乃至耐久性を保証するには、より狭い組成範囲として、 Mg:0.7〜1.25%、 Si:0.8〜 1.3%、 Cu:0.1〜0.6%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0.1〜0.3%、 Ti:0.01〜0.1%を 各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が Alおよび不可避的不純物からなるこ とが好ましい。また、更に狭い組成範囲として、 Mg:0.9〜l.l%、 Si:0.9〜l.l%、 Cu:0.3 〜0.5%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0.1〜0.2%、 Ti:0.01〜0.1%を各々含み、か つ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が A1および不可避的不純物力もなることがより好まし い。
[0029] なお、本発明の諸特性を阻害しない範囲で、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カゝら必然的に混入される不純物も、本発明の特性 を阻害しない範囲で許容される。次に、本発明 A1合金鍛造材の各元素の含有量に っ 、て、臨界的意義や好まし 、範囲にっ 、て説明する。
[0030] Mg:0.5〜1.25%、好ましくは 0.7〜1.25%、より好ましくは 0.9〜1.1%。
Mgは人工時効処理により、 Siとともに、主として針状 j8 '相として結晶粒内に析出し 、自動車足回り部品使用時の高強度（耐力）を付与するために必須の元素である。 M gの含有量が少な過ぎると、人工時効処理時の時効硬化量が低下する。一方、 Mgの 含有量が多過ぎると、強度（耐力）が高くなりすぎ、鍛造性を阻害する。また、溶体ィ匕 処理後の焼き入れ途中に多量の Mg2 Siや単体 Siが析出しやすぐ却って、強度、靱 性、耐食性などを低下させる。したがって、 Mg含有量は 0.5〜1.25%、好ましくは 0.7 〜1.25%、より好ましくは 0.9〜1.1%の各範囲とする。
[0031] Si:0.4〜1.4%、好ましくは 0.8〜1.3%、より好ましくは 0.9〜1.1%。
Siも Mgとともに、人工時効処理により、主として針状 j8 '相として析出して、自動車 足回り部品使用時の高強度（耐力）を付与するために必須の元素である。 Siの含有 量が少な過ぎると、人工時効処理で十分な強度が得られない。一方、 Siの含有量が 多過ぎると、铸造時および溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体 S涖子が晶 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が多くなつて、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 Si:0.4〜1.4%、好ましくは 0.8〜1.3%、より好ましくは 0.9〜1.1%の各範囲とする。
[0032] Mn:0.001〜1.0%、好ましくは 0.2〜0.6%。
CnO.Ol〜0.35%、好ましくは 0.1〜0.3%、より好ましくは 0.1〜0.2%。
Mn、 Crは、均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、 Fe、 Mn、 Cr、 Si、 Alな どがその含有量に応じて選択的に結合した A卜 Mn系、 A卜 Cr系金属間化合物であ る（からなる）分散粒子（分散相）を生成する。 Al-Mn系、 A卜 Cr系金属間化合物は 、 Al-(Fe, Mn、 Cr)- Si化合物、（Fe、 Mn、 Cr)3SiA112などが代表的には例示される。
[0033] Mn、 Crによる、これらの分散粒子は、製造条件にもよる力 微細で高密度、均一に 分散して、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、結晶粒を微細化させる効果が高い。また、 Mnはマトリックスへの固溶によ る強度およびヤング率の増大も見込める。
[0034] 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、結晶粒が粗大化し て、強度ゃ靱性が低下する。一方、これらの元素の過剰な含有は溶解、铸造時に粗 大な金属間化合物ゃ晶出物を生成しやすぐ破壊の起点となり、靱性ゃ疲労特性を 低下させる原因となる。このため、 Mn、 Crはともに含有させるとともに、 Mnの含有量は 0.001〜1.0%、好ましくは 0.2〜0.6%の各範囲、 Crの含有量は 0.01〜0.35%、好ましく は 0.1〜0.3%、より好ましくは 0.1〜0.2%の各範囲各々含有させる。
[0035] (Zr)
Mn、 Crと同様に分散粒子（分散相）を生成する Zrの場合、 Tiを含む場合など铸造 の条件によっては、却って铸塊の結晶粒微細化を阻害する要因となる。特に Zrは、 Ti -Zrの化合物を生成して、 Tiあるいは Ti、 Bの結晶粒微細化を阻害し、結晶粒を粗大 化させる要因となる。したがって、本発明では、 Zrを使用せず、不純物として含まれる Zrの含有量を極力抑制する。具体的には、 Zrは 0.15%未満、好ましくは 0.05%未満と する。
[0036] Cu:0.01〜0.7%、好ましくは 0.1〜0.6%、より好ましくは 0.3〜0.5%。 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。 Cuの含有量が少な過ぎると、これらの効果が 無い。一方、 Cuの含有量が多過ぎると、 A1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、 A1合金鍛造材の耐食性や耐久性を低下させる。した がって、 Cuの含有量は 0.01〜0.7%、好ましくは 0.1〜0.6%、より好ましくは 0.3〜0.5% の各範囲とする。
[0037] Fe:0.05〜0.4%、好ましくは 0.1〜0.4%。
Feは、 Mn、 Crとともに、分散粒子（分散相）を生成し、再結晶後の粒界移動を妨げ 、結晶粒の粗大化を防止するとともに、結晶粒を微細化させる効果がある。 Feの含有 量が少な過ぎると、これらの効果が無い。一方、 Feの含有量が多過ぎると、 Al-Fe-Si 晶出物などの粗大な晶出物を生成する。これらの晶出物は、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 0.05〜0.4%、好ましくは 0.1〜0.4%の 各範囲とする。
[0038] Ti:0.005〜0.1%、好ましくは 0.01〜0.1%。
Tiは、铸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 。 Tiの含有量が少な過ぎるとこの効果が発揮されない。しかし、 Tiの含有量が多過ぎ 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 0.005〜0.1%、好ましくは 0.01〜0.1%の各範囲とする。
[0039] この他、以下に記載する元素は不純物であり、各々、以下に各々記載する含有量 まで許容される。
[0040] 水素: 0.25 ml/100g A1以下。水素 (H2)は不純物として混入しやすぐ特に、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、ブリス ターが発生し、破壊の起点となるため、靱性ゃ疲労特性を著しく低下させる。特に、 高強度化した足回り部品などにおいては、この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。
[0041] Zn、 V、 Ηί¾不純物として混入しやすぐ足回り部品の特性を阻害するので、これら の合計で 0.3%未満とする。 [0042] また、 Bは不純物であるが、 Tiと同様、铸塊の結晶粒を微細化し、押出や鍛造時の 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。
[0043] (自動車足回り部品の最大応力が発生する特定部位）
本発明では、軽量ィ匕形状した鍛造材自動車足回り部品のアーム部の内、最大応力 が発生する特定部位における、リブ部分の組織を上記要旨のように規定する。したが つて、本発明自動車足回り部品における最大応力が発生する特定部位の意味を先 ず説明する。
[0044] 先ず、本発明自動車足回り部品の、軽量ィ匕形状にした代表的な形状を図 l(a)、 (b) を用いて説明する。図 1(a)は、自動車足回り部品 1の全体形状と最大応力が発生す るアーム部特定部位を示す平面図、図 1(b)は図 1(a)の A-A線断面図（最大応力が発 生するアーム部特定部位の幅方向の断面図）である。
[0045] 図 1(a)において、自動車足回り部品 1は、この形状に-ァネットシエイブに鍛造され たアルミニウム合金鍛造材カもなる。自動車足回り部品 1は、概ね図 1(a)に示すような 略三角形の全体形状からなり、各三角形の頂点部分に、ボールジョイントなどのジョ イント部 5a、 5b、 5cを有しており、これらをアーム部 2a、 2bで各々繋いだ形状を、自動 車足回り部品は共通して有している。アーム部 2a、 2bは、その幅方向の各周縁部（両 側端部）に、アーム部の各長手方向に亙って延在するリブを必ず有する。アーム部 2 aはリブ 3a、 3bを有し、アーム部 2bはリブ 3a、 3cを有している。また、アーム部 2a、 2bは 、その幅方向の各中央部に、アーム部の各長手方向に亙って延在するウェブを必ず 有する。アーム部 2aはウェブ 4aを有し、アーム部 2bはウェブ 4bを有している。
[0046] ここで、各リブ 3a、 3b、 3cは、自動車足回り部品では共通して、比較的幅狭で、肉厚 が厚い。これに比して、各ウェブ 4a、 4bは、自動車足回り部品では共通して、リブ 3a、 3b、 3cよりも薄肉で、肉厚が 10mm以下の比較的広幅である。このため、アーム部 2a、 2bは、その幅方向の断面では、自動車足回り部品では共通して、略 H型の断面形状 を有している。 H型の、両縦壁部分がリブ 3a、 3b、 3c、中央の横壁部分がウェブ 4a、 4 bの意味である。 [0047] 以上のような全体構造や形状を前提として、自動車足回り部品では、使用中に最 大応力が発生する（最大応力が負荷される）特定部位が、リブ部のボールジョイント 部側になるように、アーム部 2a、 2bとボールジョイント部 5a、 5b、 5cとを構造設計する。 この最大応力発生部位は、勿論、この構造設計条件によって異なるものの、いずれ かのリブ部のボールジョイント部側に必然的になる。
[0048] 図 1の自動車足回り部品では、使用中に最大応力が発生する（最大応力が負荷さ れる）特定部位は、図 1(a)の斜線で示す、リブ部のボールジョイント部側の長手方向 に延在する斜線部である。即ち、この図 1(a)の例では、斜線で示す、ボールジョイント 部 5a側のアーム部 2aにおける片側、リブ 3aとウェブ 4aとを部分的に含む部位である。 そして、更に、このアーム部の部分における幅方向断面での最大応力発生部位は、 断面で均一ではなぐ図 1(b)に〇で囲って示す、リブ 3aの上端側の 6a部分である。ま た、使用中に最大応力が発生する特定部位がリブ 3aだけでなぐリブ 3b側にも及ぶ 場合には、図 1(b)に〇で囲って示す、リブ 3bの上端側の 6bも使用中に最大応力が発 生する部位となる。
[0049] 自動車足回り部品では、勿論、他の部材とのジョイント部 5a、 5b、 5cなどにも大きな 応力が発生する（負荷される）ものの、最大応力ではない。自動車足回り部品におけ る最大応力は、必ず、図 1(a)のように、アーム部の全体形状や形状要件によって定ま る、特定のリブ部のボールジョイント部側部位に最大応力が発生する。
[0050] ここで、強度を有すべき、アーム部の最大応力発生部位の特にリブ部分、ある 、は このリブ部分を含めたウェブ部分に、結晶粒の粗大化が生じやすくなると、アーム部 、ひいては自動車足回り部品全体としての強度を高く維持しながら軽量ィ匕を図るのは 困難となる。
[0051] このため、本発明では、図 1(a)に斜線で示す、最大の応力が負荷されるアーム部の 特定部位（ボールジョイント部 5a側のアーム部 2aにおける片側：リブ 3aとウェブ 4aとを 両者とも各々部分的に含む部位）の組織を上記要旨のように規定する。なお、製造 可能であれば、この最大の応力が負荷されるアーム部の特定部位だけでなぐ好まし くはアーム部 2a、 2b全体の組織を上記要旨のようにすることが好ま 、。
[0052] (組織） 本発明では、自動車足回り部品における、前記図 1において説明したアーム部の 最大応力発生部位である、リブ 3a組織の、晶出物、粒界析出物を各々規定する。そ して、好ましくは、金属間化合物である分散粒子、再結晶割合を更に各々規定する。 また、好ましくは、アーム部の最大応力発生部位におけるウェブ 4a組織の再結晶割 合を更に規定する。但し、リブ 3a組織の晶出物は幅方向断面における最大応力発生 部位の組織によって規定する。また、リブ 3a組織の粒界析出物、分散粒子は、幅方 向断面におけるパーテイングラインの組織において規定する。更に、リブ 3a組織ゃゥ エブ 4a組織の再結晶割合は、最大応力発生部位の幅方向断面お!/、て規定する。
[0053] (晶出物）
本発明では、最大応力が負荷されるアーム部 2aにおける幅方向断面組織の晶出 物を、幅方向断面での最大応力が負荷される部位である、図 1(b)に〇で囲ったリブ 3a の上端側の 6a部分で規定する。なお、前記した通り、使用中に最大応力が発生する 特定部位がリブ 3aだけでなぐリブ 3b側にも及ぶ場合には、図 1(b)に〇で囲って示す 、リブ 3bの上端側の 6bも晶出物規定部位とする。本発明では、このような最大応力が 負荷されるアーム部（特にリブ部）において、ごく特定の部位における粗大な晶出物 を抑制して、破壊の起点となる晶出物を抑制し、自動車足回り部品の靱性を向上さ せる。
[0054] ここで、本発明で言う晶出物とは A Fe-Si系晶出物である。前記した通り、 Feの含 有量が多過ぎると、この A卜 Fe-Si系晶出物など、破壊靱性および疲労特性などを劣 化させる粗大な晶出物を生成する。しかし、 Feは不純物として、スクラップなどの溶解 原料から、特に混入しやすい元素である。このため、通常の不純物レベル程度の含 有量でも、この A卜 Fe-Si系晶出物などの粗大な晶出物を生成する可能性が高くなる
[0055] このため、本発明では、 A卜 Fe-Si系晶出物の密度を規定し、前記組織における A卜 Fe-Si系晶出物などの粗大な晶出物を抑制する。即ち、前記組織における A Fe-Si 晶出物は、平均面積率で 1.5%以下、好ましくは 1.0%以下とする。前記組織の、 A卜 Fe- Si系晶出物の平均面積率が 1.5%以下、好ましくは 1.0%以下を越えた場合、粗大な晶 出物が生成しており、自動車足回り部品の破壊靱性および疲労特性などを劣化させ る。
[0056] (晶出物の平均面積率測定）
ここで、 A卜 Fe-Si系晶出物の平均面積率は、幅方向断面での最大応力が負荷され る部位である、前記図 1(b)に〇で囲ったリブ 3aの上端側の 6a部分を含む 7の部位の 幅方向断面組織を観察する。より具体的には、倍率 500倍の SEM (走査型電子顕微 鏡）で、観察面積が合計で 0.2mm2となるように、前記部分内の複数箇所を観察して 撮影し、得られた画像をデジタル処理して算出した。測定に再現性を持たせるために 、これらの観察は任意の測定箇所 10箇所について行ない、これらを平均化して平均 面積率を算出することとする。
[0057] (粒界析出物）
本発明では、粒界析出物を、最大応力が負荷されるアーム部 2aにおける幅方向断 面組織の内、図 1(b)のリブ 3aのパーテイングライン PL (を含む）部位である 8の部分で 規定する。なお、前記した通り、使用中に最大応力が発生する特定部位がリブ 3aだ けでなく、リブ 3b側にも及ぶ場合には、リブ 3aの 8に相当するリブ 3bのパーテインダラ イン PL (を含む）部位も粒界析出物規定部位とする。
[0058] 図 1(b)に示す、このパーテイングライン PLは、型割り面であり、上型と下型の金型を 用いた熱間金型鍛造においては、両金型の境界にできる境界面（分割する面）とし て、必然的に生じる。仮に、前記した最大応力が負荷部位である、図 1(b)のリブ 3bの 上端側 6bに、晶出物を起点とした破壊が生じた場合には、破壊はこのパーテインダラ イン PLに向かって粒界を伝播する。このパーテイングライン PLに向力 破壊の粒界伝 播は、粒界析出物の存在によって大きく変わる。即ち、本発明では、最大応力が負 荷されるアーム部（特にリブ部）における粒界上の析出物を低減することによって、破 壊の粒界伝播を阻止乃至抑制し、自動車足回り部品の破壊靱性および疲労特性を 向上させる。
[0059] 本発明で言う粒界析出物とは Mg2Siや単体 Siである。 Mg2Siは、本発明では、主と して β，相として結晶粒内に析出させ、自動車足回り部品の高強度（耐力）を付与す る。しかし、この Mg2Siや単体 Siが粒界に析出すると、破壊の起点となって、前記パー ティングライン PLに向カゝぅ破壊の粒界伝播を助長し、自動車足回り部品の破壊靱性 および疲労特性などを劣化させる。
[0060] なお、 Mgや Siの含有量が前記した規定範囲内で適正であっても、通常の製造工程 では、铸造、均質化熱処理、熱間鍛造、溶体化処理および焼入れ処理などの熱履 歴において、昇温速度や冷却速度が小さ過ぎる場合に、 Mg2Siや単体 が粒界に粗 大あるいは密に析出しやすくなる。
[0061] このため、本発明では、最大応力が負荷されるアーム部 2aにおける幅方向断面組 織の内、図 1(b)のリブ 3aのパーテイングライン PL (を含む）部位である 8の部分で粒界 析出物を規定する。即ち、この組織粒界における Mg2Siや単体 Siなどの粒界析出物 同士の平均間隔を 0.7 μ m以上、好ましくは 1.6 μ m以上と広くすることで、粒界上 の析出物を低減する。前記組織の、 Mg2Siや単体 S洞士の平均間隔が 0.7 μ m未満 、好ましくは 1.6 μ m未満である場合、これら粒界析出物が粒界に粗大あるいは密に 析出しており、自動車足回り部品の破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。
[0062] (粒界析出物の測定）
ここで、粒界析出物の平均間隔は、図 1(b)のリブ 3aのパーテイングライン PL (を含む )部位である 8の部分の組織 (幅方向断面組織)を、倍率 20000倍の TEM (透過型電 子顕微鏡）で 10視野観察し、粒界の長さ 1当たりの粒界析出物の個数 nから 1/n算出 した。測定に再現性を持たせるために、これらの観察は任意の測定箇所 10箇所につ V、て行な 、、これらを平均化して平均面積率を算出することとする。
[0063] (分散粒子）
本発明では、好ましくは分散粒子も、前記粒界析出物と同様に、最大応力が負荷さ れるアーム部 2aにおける幅方向断面糸且織の内、図 1(b)のリブ 3aのパーテイングライン PL (を含む）部位である 8の部分で規定する。なお、前記した通り、使用中に最大応 力が発生する特定部位がリブ 3aだけでなぐリブ 3b側にも及ぶ場合には、リブ 3aの 8 に相当するリブ 3bのパーテイングライン PL (を含む）部位も粒界析出物規定部位とす る。
[0064] このパーテイングライン PLでは、鍛造における加工率が最も大きくなり、再結晶しや すい部位である。このため、この最も再結晶しやすい部位の再結晶を阻止することが 重要となる。したがって、本発明では、この最も再結晶しやすい部位における、再結 晶を抑制する分散粒子を規定して、再結晶を抑制し、再結晶による結晶粒の粗大化 を抑制する。これによつて、最大応力が負荷されるアーム部（特にリブ部）における再 結晶化、結晶粒の粗大化による粒界破断を抑制して、自動車足回り部品の強度、靱 性を向上させる。
[0065] 本発明で言う分散粒子とは A卜 Mn系、 A卜 Cr系、 A卜 Zr系の金属間化合物である。
これら分散粒子は、前記した通り、微細で高密度、均一に分散すれば、再結晶後の 粒界移動を妨げる効果があるため、結晶粒の再結晶化や粗大化を防止するとともに 、結晶粒を微細化させる効果が高い。しかし、通常の製造工程では、铸造、均質ィ匕 熱処理、熱間鍛造、溶体化処理および焼入れ処理などの熱履歴において、昇温速 度や冷却速度が小さ過ぎる場合に、製造条件によっては、粗大化しやすい。このた め、再結晶抑制（結晶粒微細化）効果が失われ、却って、自動車足回り部品の破壊 靱性および疲労特性を劣化させる可能性もある。
[0066] このため、本発明では、前記組織における上記分散粒子を微細、均一に分散させ るようにし、粗大化させないために、分散粒子のサイズとして平均直径と、密度として 平均面積率を規定することが好ましい。即ち、前記したリブ 3a組織の晶出物、粒界析 出物の各規定のように必須では無いが、好ましくは、上記分散粒子の平均直径が 12 00A以下で、上記分散粒子の密度が平均面積率で 4%以上であることとする。
[0067] 前記組織の、上記分散粒子の平均直径が 1200Aを越えるか、上記分散粒子の密 度が平均面積率で 4%を下回るかの、いずれかの場合、微細均一に分散させることが できていない。このため、自動車足回り部品の破壊靱性および疲労特性などを劣化 させる可能性がある。
[0068] (分散粒子の測定）
ここで、分散粒子の平均直径と平均面積率は、図 1(b)のリブ 3aのパーテイングライン PL (を含む）部位である 8の部分の組織 (幅方向断面組織)を、倍率 20000倍の TEM( 透過型電子顕微鏡）で 10視野観察する。これを画像解析して、各分散粒子の最大長 さを直径として、観察される分散粒子でのこの最大長さの平均を分散粒子の平均直 径として算出する。また、同じく画像解析によって、観察される分散粒子の合計面積 を求め、これの観察視野面積に対する割合を算出して、分散粒子の平均面積率とす る。測定に再現性を持たせるために、これらの観察は任意の測定箇所 10箇所につい て行ない、これらを平均化して算出することとする。
[0069] (再結晶面積割合）
本発明では、最大応力が負荷されるアーム部 2aにおける幅方向断面組織の内、前 記した最も再結晶しやす 、パーテイングライン PL部位を含む、図 1(b)のリブ 3aの幅方 向断面における組織全般と、これに隣接するウェブ 4aの幅方向断面における組織全 般との二つの部位の再結晶粒の占める面積割合（再結晶面積割合とも言う）を規制 することが好ましい。これによつて、リブとウェブとを合わせたアーム部の再結晶面積 割合を規制することが好まし 、。
[0070] ウェブ 4aでも、リブ 3aと同様に、パーテイングライン PL部位を含んでおり、再結晶し やすい。そして、このウェブの結晶粒の大きさ（再結晶面積割合）も疲労強度に大き く影響する。また、ウェブはリブとは鍛造の加工度が違うゆえに、リブの再結晶面積割 合力 リブのそれと異なる可能性が高い。したがって、最大応力が負荷されるアーム 部の再結晶面積割合を規定する場合には、ウェブとリブとの両方を規定する必要が ある。
[0071] これによつて、最大応力が負荷されるアーム部（特にリブ部とウェブ部）における再 結晶を抑制して亜結晶粒を増し、結晶粒を 10 m以下程度に微細化させ、このァー ム部における粒界破断を抑制して、自動車足回り部品の強度、靱性を向上させること が好ましい。
[0072] リブの規定部位は、図 1(b)のリブ 3aの幅方向断面における組織全般としては、幅方 向断面での最大応力が負荷される部位である、前記図 1(b)に〇で囲ったリブ 3aの上 端側の 6a部分を含む 7と、前記した最も再結晶しやすいパーテイングライン PL部位を 含む 8の各部分との 2箇所で規定（測定）する。即ち、これら測定 2箇所 7、 8の再結 晶粒の占める面積割合を、リブの幅方向断面における組織全般における組織を代表 して、平均面積率で 10%以下に規制し、亜結晶粒を増し、平均結晶粒を 10 m以下 程度に微細化させる。これによつて、リブ部の粒界破断を抑制して、自動車足回り部 品の強度、靱性を向上させる。
[0073] また、ウェブの規定部位は、図 1(b)のウェブ 4aの幅方向断面における組織全般とし ては、前記した最も再結晶しやすいパーテイングライン PL部位を含む 9の部位で規 定（測定）する。即ち、これら測定 2箇所 9の再結晶粒の占める面積割合を、ウェブ の幅方向断面における組織全般における組織を代表して、平均面積率で 20%以下 に規制し、亜結晶粒を増し、平均結晶粒を 10 m以下程度に微細化させる。これに よって、ウェブの粒界破断を抑制して、自動車足回り部品の強度、靱性を向上させる
[0074] (再結晶面積割合の測定）
再結晶が占める面積割合は、リブおよびウェブの前記各観察部位（断面組織）試 料を 0.05〜0.1mm機械研磨した後電解エッチングして鏡面化した表面を、 400倍程 度の光学顕微鏡で観察して画像処理して、観察視野面積に対する再結晶面積の割 合を算出する。再結晶粒はサイズが大きいために、光を反射しやすく色が淡ぐその 他の亜結晶を含めた結晶粒はサイズが小さいために色が濃い。これによつて、前記 した互いのサイズの違いとともに、この色の濃淡の違いによって識別可能であり、画 像処理が可能である。測定に再現性を持たせるために、これらの観察は任意の測定 箇所 10箇所について行ない、これらを平均化して算出することとする。
[0075] 以上の組織規定によって、特に最大応力発生部位であるアーム部のリブ部分ゃゥ エブ部分（要はアーム部の最大応力発生部位）を高強度化、高靱性化させる。そし て、肉厚が 10mm以下の薄肉で比較的広幅な中央部のウェブ力 なる略 H型の断面 のアーム部を有する自動車足回り部品であっても（軽量化形状した鍛造材自動車足 回り部品であっても）、高強度化、高靱性化および高耐食性化させる。
[0076] (製造方法）
次に、本発明における A1合金鍛造材の製造方法について述べる。本発明における A1合金鍛造材の製造工程自体は、常法により製造が可能である。但し、軽量化形状 した鍛造材自動車足回り部品であっても、前記した組織を有する自動車足回り部品 とし、高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性化させるためには、以下に説明する各製 造工程における、特定条件での製造が必要となる。
[0077] (铸造）
前記特定 A1合金成分範囲内に溶解調整された A1合金溶湯を铸造する場合には、 連続铸造圧延法、半連続铸造法 (DC铸造法)、ホットトップ铸造法等の通常の溶解 铸造法を適宜選択して铸造する。
[0078] 但し、前記特定 A1合金成分範囲カゝらなるアルミニウム合金溶湯を铸造する際には、 自動車足回り部品の前記アーム部の少なくとも最大応力発生部位の組織（最大応力 発生部位のリブ 3aの組織、またはリブ 3aとウェブ 4aとの両組織、以下同じ意味）にお ける A卜 Fe-Si晶出物の微細化と、デンドライトニ次アーム間隔 (DAS)を 20 m以下に 微細化させるために、平均冷却速度を 100 °C/s以上とする。
[0079] 铸造の際の平均冷却速度が 100 °C/s未満に小さ過ぎた場合には、自動車足回り部 品の前記アーム部の少なくとも最大応力発生部位の組織における A卜 Fe-Si晶出物が 粗大化し、平均面積率で 0.1%以下とすることができなくなる。また、デンドライトニ次ァ ーム間隔 (DAS)を m以下と細かくできず、 DASが大きくなる。これらの結果、軽 量ィ匕形状した鍛造材自動車足回り部品では、高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性 化させることができない。
[0080] (均質化熱処理）
铸造した铸塊の均質化熱処理は、 460〜570。C、好ましくは 460〜520 °Cの温度 範囲に、 10〜1500°C/hr、好ましくは 20〜1000°C/hrの昇温速度で加熱して、この温 度範囲に 2 hr以上保持する。そして、更に、均質化熱処理後の冷却速度は 40°C/hr 以上とし、この冷却速度でー且室温まで冷却する。
[0081] 均質化熱処理の際の昇温速度が速過ぎるかあるいは遅過ぎても、分散粒子が粗大 化して、微細均一分散できず、微細均一分散による結晶粒微細化効果が損なわれる
[0082] 均質化熱処理温度が高過ぎると、晶出物は溶け込みやすいものの、分散粒子が粗 大化して微細均一分散できず、微細均一分散による結晶粒微細化効果が損なわれ る。一方、均質化熱処理温度が低過ぎると、晶出物の溶け込みが不足して、粗大な 晶出物が残存し、自動車足回り部品を高強度化、高靱性ィ匕することが難しくなる。
[0083] この均質ィヒ熱処理温度範囲での保持時間が 2 hr未満では、均質化時間が不足し、 晶出物の溶け込みが不足して、粗大な晶出物が残存し、自動車足回り部品を高強度 ィ匕、高靱性ィ匕することが難しくなる。 [0084] 均質化熱処理後の冷却速度が 40°C/hr未満では、溶体化処理前に Mg2Siが結晶 粒内に析出してしまう。このため、溶体化処理で析出させる Mg2Siが不足し、結果とし て溶体化処理が不十分となって、自動車足回り部品を高強度化、高靱性化すること が難しくなる。
[0085] (熱間鍛造）
均質化熱処理後に、上記冷却速度で一旦室温まで冷却された铸塊は、熱間鍛造 開始温度まで再加熱される。そして、メカ-カルプレスによる鍛造や油圧プレスによる 鍛造等により熱間鍛造して、自動車足回り部品の最終製品形状（二ァネットシエイブ） に鍛造加工される。この形状とは、前記した軽量ィ匕形状であり、比較的幅狭で厚い 周縁部のリブと、肉厚が 10mm以下の薄肉で比較的広幅な中央部のウェブとからなる 略 H型の断面形状のアーム部を有する自動車足回り部品に加工される。
[0086] この熱間鍛造の際の終了温度は 350 °C以上とし、鍛造開始温度は、特に再加熱無 しで、複数回行われる熱間鍛造の回数などの条件によって、終了温度を 350 °C以上 とできる温度とする。自動車足回り部品は、特に再加熱無しで、荒鍛造、中間鍛造、 仕上げ鍛造と、熱間鍛造が複数回行われ、熱間鍛造開始温度が 350 °C未満であれ ば、終了温度を 350 °C以上のより高温に保証することが困難となる。
[0087] 熱間鍛造の際の終了温度が 350 °C未満では、分散粒子が微細に均一分散できな いために、自動車足回り部品のアーム部の最大応力発生部位における A1合金の平 均結晶粒径を、軽量ィ匕形状した鍛造材自動車足回り部品であっても、 50 m以下に 微細化できなくなる。また、亜結晶粒の割合も小さくなる。この結果、自動車足回り部 品を高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性ィ匕できなくなる。
[0088] この分散粒子の効果を保証するために、熱間鍛造の際に、加熱する場合には、昇 温速度を 100 °C/hr以上と速くし、また、熱間鍛造終了後の冷却速度は 100 °C/hr以 上と速くすることが好ましい。
[0089] (調質処理）
この熱間鍛造後に、自動車足回り部品としての必要な強度および靱性、耐食性を 得るための T6、 Τ7、 Τ8等の調質処理を適宜行う。 Τ6は、溶体化および焼き入れ処理 後、最大強さを得る人工時効硬化処理である。 Τ7は、溶体化および焼き入れ処理後 、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である。 T8は、 溶体化および焼き入れ処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬 化処理である。
[0090] この調質処理によって、前記アーム部の少なくとも最大応力発生部位の組織を本 発明で規定するように最終的に最適化する。即ち、 A卜 Fe-Si晶出物の密度が平均面 積率で 1.0%以下、各 Mg2Si粒界析出物の最大直径の平均が 2 μ m以下で、各 Mg2S i粒界析出物同士の平均間隔が 1.6 μ m以上、 A卜 Mn系あるいは A卜 Cr系金属間 化合物である分散粒子の平均直径が 1200A以下で、密度が平均面積率で 5%以下で あることとする。
[0091] なお、溶体ィ匕および焼き入れ処理後の人工時効硬化処理の違いにぉ 、て、 T7調 質材では、過剰時効硬化処理であるため、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ぐ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、前記調質処理の内、 Τ6調質材では、最大強さを得る人工時効硬 化処理であり、 β '相が多く析出する。この β '相は腐食環境下で溶出しやすぐ粒界 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、 A1合金鍛造材を前 記 Τ7調質材とすることで、耐カ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。
[0092] 溶体化処理は、 530〜570 °Cの温度範囲に 20分〜 8hr保持する。この溶体化処理 温度が低過ぎるか、あるいは時間が短過ぎると、溶体ィ匕が不足して、 Mg2Siの固溶が 不十分となり、強度が低下する。また、溶体化処理温度まで加熱する場合には、分散 粒子の粗大化を防止し、その効果を保証するために、昇温速度を 100 °C/hr以上と 速くすることが好ましい。
[0093] この溶体化処理後、平均冷却速度が 200〜300 °C/sの範囲で焼き入れ処理を行な う。この平均冷却速度を確保するためには、焼き入れ処理時の冷却は水冷により行 なうことが好ましい。この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 ェ時効時に析出する |8相、 |8 '相の析出量が減るため、強度が低下する。 [0094] ただ、一方で、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問題も新たに生じる。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問題も新たに生じる。この点、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°Cの温湯 焼入が好ましい。ここで、温湯焼入温度が 50°C未満では焼入歪みが大きくなり、 85°C 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。
[0095] 溶体化および焼き入れ処理後の人工時効硬化処理は、 530〜570 °Cの温度範囲 と、 20分〜 8hrの保持時間の範囲から、前記 T6、 Τ7、 Τ8等の調質処理の条件を選択 する。
[0096] 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。
[0097] 本発明自動車足回り部品は、これら調質処理の前後に、自動車足回り部品として 必要な、機械加工や表面処理などが適宜施されても良い。
[0098] 以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 施例によって制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に 変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含ま れる。
実施例
[0099] 次に、本発明の実施例を説明する。条件を変えて種々製造した各自動車足回り部 品（鍛造材）の組織、機械的特性、耐食性を測定し、評価した。
[0100] 表 1に示す合金番号 A〜Rおよび S〜Yの化学成分組成の Al合金铸塊（A1合金 铸造材、いずれも直径 φ 82mmの铸造棒）を、半連続铸造法により、表 2に示す比較 的高速の冷却速度により铸造した。表 1に示す合金番号の内、 A〜Cおよび D、 F 、 H、 L、 M、 N、 Qは発明例、 E、G、I、J、K、0、P、Rおよび S〜Yは比較例 である。なお、表 1に示す各 A1合金例の、その他の不純物含有量につき、 Zrなど特 定の不純物含有量が高過ぎる比較例 Pを除いて、各 A1合金例の Zn、 V、 Hfは合計で 0.2%未満、 Bは 300ppm以下であった。また、各 A1合金例の、 100gの A1中の水素濃度 は全て 0.10〜0.15mlであった。
[0101] これら化学成分組成の各 A1合金铸塊の外表面を厚さ 3mm面削して、長さ 500mm に切断後、各々表 2、 3に示す各条件で、均質化熱処理、メカ-カルプレスを用いた 熱間金型鍛造、溶体化焼入れ処理、時効硬化処理を行い、図 1に示した形状の自 動車足回り部品を製造した。ここで、均質化熱処理は、昇温速度、冷却速度、均質化 温度での保持時間を各々変化させた。熱間鍛造は終了温度を変化させた。溶体ィ匕 焼入れ処理は、溶体化温度、溶体化温度での保持時間、冷却速度を各々変化させ た。時効硬化処理は、時効温度、時効温度での保持時間を各々変化させた。
[0102] 製造した自動車足回り部品は、肉厚が 30mmである比較的狭幅の周縁部のリブ 3a、 3b、 3cと、肉厚が 10mmである比較的広幅な（幅: 60mm)中央部のウェブ 4a、 4bとから なる略 H型の断面形状のアーム部 2a、 2bを有して 、た。
[0103] ここで、均質化熱処理の際の冷却速度は、出炉後の冷却ファンの使用の有無によ り制御した。冷却速度が 100 °C/hrのものはファンを使用して強制空冷し、 20°C/hr のものは常法通りファンを使用せずに放冷した。
[0104] メカ-カルプレスを用いた鍛造は、上下金型を用い、フラッシュランドの隙間 1.5〜3 mmで、再加熱なしに 3回鍛造した。自動車足回り部品（鍛造材）の合計加工率は、 歪み量 (%)で、自動車足回り部品のリブ 3a、 3b、 3cで 50〜80%、ウェブ 4a、 4bで 60〜9 0%である。
[0105] これら熱間鍛造の歪み量 (%)Cは、アーム部の最大応力発生部位（図 1の斜線部） における平均結晶粒間隔 Aと铸塊の平均セル層サイズ Bとを用い、 C=[(B-A)/B] X 100%の式により算出した。铸塊の平均セル層サイズ Bは铸塊の面削前において、铸 込み方向に対する垂直面で、铸塊外表面から中心部までを 4等分し、この铸塊外表 面から中心部への計 5箇所での平均値を用いた。この際、歪み量が小さぐ明瞭なフ 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铸塊セル層の大きさ（最 小長方向） Eを用いて、 C=[(B-E)/B] X 100%の式により算出した。
[0106] 溶体化処理は、空気炉を用い、溶体化処理後は水焼入れを行い、この水の温度を 調整して、表 2、 3に示すように、水焼入れ時の冷却速度を制御した。冷却速度が 20 0 °C/sのものは 60°Cの温水に焼入れを行い、冷却速度が 250 °C/sものは 40°Cの温 水に焼入れを行い、冷却速度が 300 °C/sものは室温約 20°Cの水に焼入れを行った。 なお、冷却速度が 20°C/sのものは空冷した。
[0107] これら製造した各自動車足回り部品の前記したアーム部の最大応力発生部位（図 1 の斜線部）における、図 1(b)のリブ 3aの幅方向断面における部位 7の晶出物、部位 8 の粒界析出物と分散粒子の状態、部位 7、 8の再結晶面積割合、を各々表 4、 5に 示す。また、このリブ 3aに隣接する図 1(b)のウェブ 4aの部位 9の組織の再結晶面積割 合を表 4、 5に示す。
[0108] また、これら各自動車足回り部品のリブ 3aの幅方向断面における前記部位 7を含む 引張試験片の特性も各々表 4、 5に示す。また、ウェブ 4aの幅方向断面における前 記部位 9を含む引張試験片の特性も各々表 4、 5に示す。なお、表 2〜5の A1合金 番号は表 1の A1合金番号と各々対応し、表 4は表 2の続きで表 2の番号は表 5の番 号と各々対応し、表 5は表 3の続きで表 3の番号は表 5の番号と各々対応する。
[0109] (機械的特性）
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、前記リブ 3aとゥェ ブ 4aの各部位を含む、長手方向の任意箇所から各 2個づっ採取し、引張強度 (MPa) 、 0.2%耐カ (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。
[0110] (粒界腐食感受性）
粒界腐食感受性試験は、各自動車足回り部品の前記したアーム部の少なくとも最 大応力発生部位（図 1の斜線部）より、前記リブ 3aの部位 7、 8を両者含むように、試 験片を採取した。粒界腐食感受性試験条件は、旧 JIS-W1103の規定に準じて行つ た。この状態で、規定時間の 6hr浸漬後、試料を引き上げ、その後、試験片の断面を 切断'研磨し、光学顕微鏡を用いて、試料表面からの腐食深さを測定した。倍率は X 100とした。腐食深さが 200 m以下までを軽微な腐食として「〇」と評価した。また、 200 μ mを超える場合を大きな腐食として「 X Jと評価した。
[0111] (応力腐食割れ性）
応力腐食割れ試験は、各自動車足回り部品の前記したアーム部の少なくとも最大 応力発生部位（図 1の斜線部）より、前記リブ 3aの部位 7、 8を両者含むように、試験 片を採取し、 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、自動車足回り部品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、実際の使用状態よりも厳しい状態とした。
[0112] 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行い、試験片 に応力腐食割れが発生するまでの時間を測った。これらの結果を表 4、 5に示す。応 力腐食割れが発生するまでの時間が 200時間以上は、自動車足回り部品としての耐 食性が良好であるが、 200時間未満は耐食性が劣っていると評価できる。これらの結 果も表 4、 5に示す。
[0113] 表 4、 5から明らかな通り、各発明例は、組成と製造条件が好ましい範囲内である。
この結果、発明例は、自動車足回り部品のアーム部の最大応力発生部位の組織が 本発明規定を満足する。即ち、リブの最大応力発生部位における幅方向断面組織 で観察される、晶出物密度が平均面積率で 1.5%以下であり、各粒界析出物同士の間 隔が平均間隔で 0.7 m以上である。この結果、発明例はリブ、ウェブとも引張強度 力 S350MPa以上およびリブのシャルピー衝撃値が 10J/cm2以上である。また、発明例 は、最大応力発生部位におけるリブ部の粒界腐食感受性および耐応力腐食割れ性 にも優れている。
[0114] この発明例の内でも、発明例 1〜3は組成（各元素含有量）が好ましい範囲内であ る。また、この組織における分散粒子のサイズが平均直径で 1200A以下であるととも に、これら分散粒子の密度が平均面積率で 4%以上の好ましい範囲内である。更に、 これらリブの断面組織において観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積 率で 10%以下である。しかも、これらリブの断面組織に隣接するウェブの幅方向の断 面組織において観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で 20%以下で ある。
[0115] この結果、発明例 1〜3は、リブ、ウェブとも引張強度が 400MPa以上およびリブの シャルピー衝撃値が 15J/cm2以上である。また、発明例 1〜3は、更に、最大応力発 生部位におけるリブ部の粒界腐食感受性および耐応力腐食割れ性にも優れている。 [0116] これに対し、最適製造条件から外れて製造された比較例 4、 5、 9〜16は、本発明 範囲内の Bの組成の A1合金を用いてはいるが、自動車足回り部品のアーム部の最 大応力発生部位の組織の方が本発明規定を満足しない。この結果、自動車足回り 部品のアーム部の最大応力発生部位の、強度、靱性、耐食性のいずれかが、発明 例に比して著しく劣る。
[0117] 比較例 4は铸造冷却速度が過小である。比較例 5は均熱温度が低過ぎる。比較例 9は均熱冷却速度が過小である。比較例 10は鍛造終了温度が低過ぎる。比較例 11 は溶体ィ匕温度が低過ぎる。比較例 12は溶体ィ匕温度が高過ぎる。比較例 13は焼入の 際の冷却速度が小さ過ぎる。比較例 14は均熱温度が高過ぎるために、铸塊にバー二 ング（局部溶融）が生じ、以後の製造、特性評価が不可能であった。比較例 15は均 熱昇温速度が過小である。比較例 16は均熱昇温速度が過大である。
[0118] また、本発明範囲外の組成の A1合金 E、G、I、J、K、0、P、Rおよび S〜Yを用 いた比較例 18、 20、 22〜24、 28、 29、 31〜38は、最適製造条件内で製造されているも のの、自動車足回り部品のアーム部の最大応力発生部位の、強度、靱性、耐食性の いずれかが、発明例に比して著しく劣る。
[0119] 比較例 32は Mg過少である。比較例 18は Mg過多である。比較例 33は Si過少である 。比較例 20は Si過多である。比較例 34は Cu過少である。比較例 22は Cu過多である。 比較例 23は Fe過少である。比較例 24は Fe過多である。比較例 35は Mn過少である。 比較例 36は Mn過多である。比較例 37は Cr過少である。比較例 28は Cr過多である。 比較例 29は Zr過多である。比較例 38は Ή過少である。比較例 31は Ή過多である。
[0120] 以上の結果から、本発明組成、最適製造条件、組織規定の、自動車足回り部品の アーム部の最大応力発生部位の強度、靱性、耐応力腐食割れ性を向上させる臨界 的な意義が分力る。
[0121] [表 1] ^
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Figure imgf000029_0001
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(表 2の続き）
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〔 u寸sss
(表 3の続き）
適用 アーム部最大応力発生部位のリブ組織とリブ特性（T6 処理後) 隣接するウェブ 組織と特性
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産業上の利用可能性
本発明によれば、高強度化、高靱性ィ匕および高耐食性化させた自動車足回り部品 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、 A卜 Mg-Si系アルミニウム合 金鍛造材の輸送機用への用途 (例えば、自動車の各種構造部材)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。

Claims

請求の範囲
[1] 質量％で、 Mg:0.5〜1.25%、 Si:0.4〜1.4%、 Cu:0.01〜0.7%、 Fe:0.05〜0.4%、 Mn:0.0 01〜1.0%、 CnO.Ol〜0.35%、 Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制 し、残部が A1および不可避的不純物からなり、比較的幅狭で厚い周縁部のリブと比 較的広幅な中央部のウェブとからなる略 H型の幅方向断面形状のアーム部を有する アルミニウム合金鍛造材であって、リブの最大応力発生部位における幅方向断面組 織において、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均 面積率で 1.5%以下であり、鍛造の際に生じるパーテイングラインを含む断面部位の組 織で観察される各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で 0.7 m以上であることを特 徴とするアルミニウム合金鍛造材。
[2] 前記アルミニウム合金鍛造材のリブの最大応力発生部位における幅方向断面組織 において、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される分散粒子のサイズが 平均直径で 1200 A以下であるとともに、これら分散粒子の密度が平均面積率で 4%以 上であり、これらリブの断面組織において観察される再結晶粒の占める面積割合が 平均面積率で 10%以下であり、更に、これらリブの断面組織に隣接する前記ウェブの 幅方向の断面組織にぉ 、て観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で 20%以下である請求項 1に記載のアルミニウム合金鍛造材。
[3] 前記最大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均面積率 で 1.0%以下であり、鍛造の際に生じるパーテイングラインを含む断面部位の組織で観 察される各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で 1.6 m以上である請求項 1に記 載のアルミニウム合金鍛造材。
[4] 前記アルミニウム合金鍛造材の組成力 質量％で、 Mg:0.7〜1.25%、 Si:0.8〜1.3%、 C u:0.1〜0.6%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0.1〜0.3%、 Ti:0.01〜0.1%を各々含み 、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が A1および不可避的不純物からなる請求項 1に 記載のアルミニウム合金鍛造材。
[5] 前記アルミニウム合金鍛造材の組成力 質量％で、 Mg:0.9〜l.l%、 Si:0.9〜l.l%、 Cu:
0.3〜0.5%、 Fe:0.1〜0.4%、 Mn:0.2〜0.6%、 Cr:0.1〜0.2%、 Ti:0.01〜0.1%を各々含み 、かつ Zr: 0.15%未満に規制し、残部が A1および不可避的不純物からなる請求項 1に 記載のアルミニウム合金鍛造材。
[6] 前記ウェブの肉厚が 10mm以下の薄肉である請求項 1に記載のアルミニウム合金鍛 造材。
[7] 請求項 1乃至 6の 、ずれかのアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
質量％で、 Mg:0.5〜1.25%、 Si:0.4〜1.4%、 Cu:0.01〜0.7%、 Fe:0.05〜0.4%、 Mn:0.0 01〜1.0%、 CnO.Ol〜0.35%、 Ti:0.005〜0.1%を各々含み、かつ Zr: 0.15%未満に規制 し、残部が A1および不可避的不純物からなるか、あるいは上記好ましい組成を有する アルミニウム合金溶湯を平均冷却速度が 100 °C/s以上で铸造し、
この铸造した铸塊を 460〜570 °Cの温度範囲に 10〜1500°C/hrの昇温速度でカロ 熱して、この温度範隨こ 2 hr以上保持する均質化熱処理を施した後に、
40°C/hr以上の冷却速度で室温まで冷却し、
更に熱間鍛造開始温度まで再加熱して、
比較的幅狭で厚い周縁部のリブと、薄肉で比較的広幅な中央部のウェブとからな る略 H型の断面形状のアーム部を有するアルミニウム合金鍛造材に熱間金型鍛造す るとともに、鍛造終了温度を 350 °C以上とし、
この熱間鍛造後に、 530〜570 °Cの温度範囲に 20分〜 8 hr保持する溶体化処理を 施し、
その後、平均冷却速度が 200〜300 °C/sの範囲で焼き入れ処理を行ない、更に、 人工時効硬化処理することを特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。
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