CN101365818B - 铝合金锻造构件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化的铝合金锻造材及其制造方法。在特定成分和特定条件下进行制造，对具有由比较窄而厚的周缘部的肋部(3)、壁厚为10mm以下的薄壁且比较宽的中央部的腹板(4)构成的截面形状为大致H形的臂部(2)的铝合金锻造材(1)的、在肋部(3a)的最大应力产生部位的宽度方向截面中的、产生最大应力的截面部位(7)的组织中被观察到的结晶物密度、包含分型线的截面部位(8)的组织中被观察到的各晶界析出物彼此的间隔和分散粒子尺寸的密度、在这些肋部的截面组织(7)、(8)中被观察到的再结晶比例、还有在与这些肋部(3a)的截面组织邻接的所述腹板(4a)的宽度方向的截面组织(9)中被观察到的再结晶比例进行规定，以使铝合金锻造材高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化。

Description

铝合金锻造构件及其制造方法

技术领域

本发明涉及铝合金锻造构件及其制造方法，所述铝合金锻造构件为高强度、高韧性，用于耐应力腐蚀裂纹性等耐腐蚀性优良的、汽车行驶部件等(以下也将铝称作Al)。

背景技术

近年来，针对尾气等造成的地球环境问题，正在追求汽车等运输机的车体的轻量化需要的燃料消耗率的提高。因此，尤其是作为汽车等运输机的构造材料及构造部件，特别是作为上臂、下臂等行驶部件，AA及JIS标准中所说的6000系(Al-Mg-Si系)等Al合金锻造构件正在被使用。6000系铝合金自身合金元素量也少，容易将废料再一次作为6000系Al合金溶解原料进行再利用，在这一方面来看，循环使用性也较优异。

这些6000系Al合金锻造材是对Al合金铸造材进行均质化热处理后，进行机械锻造、液压锻造等热锻(型锻造)，然后，实施固溶及淬火处理和人工时效硬化处理的所谓调质处理而制造。至于锻造用的坯料，除所述铸造材以外还应用预先对铸造材进行挤压后的挤压材。

对悬架等行驶部件，要求实现高强度、高韧性、高耐腐蚀性的材料。在这一点上，铝合金锻造材比铝合金铸造材等强度方面占优且可靠性高。

近年来，就这些运输机的构造材料而言，为了使汽车更进一步轻量化，要求在更加薄壁化之后的高强度化及高韧性化。因此，对Al合金铸造材及Al合金锻造材的微观组织进行了各种各样的改善。例如，已提出了使6000系Al合金铸造材的晶析出物(结晶物及析出物)的平均粒径减小到8μm以下，并且使其二次枝晶臂间距细化至40μm以下，从而使Al合金锻造材强度更高、韧性更高的方法(参照专利文献1、2)。

另外，还提出了通过对6000系Al合金锻造材的晶粒内或晶界的结晶物、或晶析出物的平均粒径、或平均间隔等进行控制，使得Al合金锻造材强度更高、韧性更高的方法(参照专利文献3、4、5)。

但是，对这些6000系Al合金锻造材来说，在上述锻造及固溶处理工序中，存在加工组织再结晶而产生粗大晶粒的倾向。当产生了这些粗大晶粒时，即使对上述微观组织进行控制，也不能起到高强度化及高韧性化的效果，且耐腐蚀性也会降低。并且，在这些各专利文献中，锻造加工温度比较低，低于450℃，在这种低温热锻中，使作为目标的晶粒微细化乃至亚晶粒化实际上是比较困难的。

另一方面，为了抑制所述加工组织再结晶化后的粗大晶粒的产生，公知的是在添加Mn、Zr、Cr等具有晶粒微细化效果的迁移元素之后，在450℃～570℃的比较高的温度下开始热锻造(专利文献6～7、8～10)。

专利文献1：特开平07-145440号公报

专利文献2：特开平06-256880号公报

专利文献3：特开2000-144296号公报(登录3684313)

专利文献4：特开2001-107168号公报

专利文献5：特开2002-294382号公报

专利文献6：特开平5-247574号公报

专利文献7：特开2002-348630号公报

专利文献8：特开2004-43907号公报

专利文献9：特开2004-292937号公报

专利文献10：特开2004-292892号公报

悬架等汽车行驶部件由臂部和在该臂部的一端具有球窝关节部的结构构成。为了使这些汽车行驶部件表现出规定的强度并且实现轻量化，尤其是其臂部通常采用由比较窄而厚的周缘部的肋部、和比较薄的中央部的腹板构成的大致H形的截面形状。

如上所述，为了使汽车进一步轻量化，要既维持刚性等又使汽车的行驶部件进一步薄壁化、轻量化，就必须使腹板进一步薄壁化并根据需要使其加宽，而将肋部设计为更加窄而厚的轻量化的形状(以下也称作轻量化形状)。因此，也开始采用该腹板的壁厚为10mm以下的具有薄壁臂部的汽车行驶部件。

而且，在悬臂等形成行驶部件中，使用时在由这种肋部和薄壁腹板构成的大致H形的截面构成的臂部，被负载最大的应力。负载有该最大应力的臂部的部位因汽车行驶部件的整体形状、壁厚、等形状要件不同也是不同的。但是，不仅在此外的接合部，而且在臂部的、由整体形状或形状要件固定的部位也产生最大应力。

但是，这种锻造制品的轻量化的形状使得热锻中的锻造制品的部位不同而带来的加工度的不均增大。通常，在不进行再加热而多次进行的使用机械压床的热模锻等中，热锻时的加工率也容易和原来一样，因部位不同而有较大差异。

据此，所述进一步薄壁化的腹板部分、或更加窄而厚的肋部部分的加工度具有进一步增大的倾向。因此，具有在热锻中的温度下，在所述进一步薄壁化的腹板部分、或更加窄而厚的肋部部分容易产生分型线以及在其近旁越发产生再结晶后的粗大晶粒(晶粒的粗大化)的问题。

在此，为了具有强度，臂部的最大应力产生部位的腹板部分或肋部部分的晶粒的粗大化容易产生时，较高地维持不仅臂部而且作为汽车行驶部件整体的强度，同时实现轻量化是很困难的。在这一点上，如上所述，在迄今为止的6000系A铝合金锻造材的组织中，实际情况是，仅在抑制粗大晶粒的产生以使晶粒微细化的指向方向，使轻量化形状的锻造材汽车行驶部件再现性优良、高强度化、高韧性及高耐腐蚀性是有限度的。

发明内容

本发明是鉴于这种事情而开发的，目的是提供一种即使轻量化形状也可以实现高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性的铝合金锻造材。

为了实现这一目的，本发明的铝合金锻造材的要旨是，铝合金锻造材以质量百分比计含有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％、Cr：0.01～0.35％、Ti：0.005～0.1％，并且将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且，具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和比较宽的中央部的腹板构成的大致H形的宽度方向截面形状的臂部，其中，在肋部的最大应力产生部位的宽度方向截面组织中，在产生最大应力的截面部位的组织中所观察到的结晶物密度以平均面积率计为1.5％以下，在包括锻造时产生的分型线的截面部位的组织中所观察到的各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计为0.7μm以上。

另外，为了实现该目的，本发明的铝合金锻造材，在上述要旨的基础上，还优选：在所述铝合金锻造材的肋部的最大应力产生部位的宽度方向截面组织中，在产生最大应力的截面部位的组织中所观察到的分散粒子的尺寸以平均直径计为1200以下，并且，这些分散粒子的密度以平均面积率计为4％以上，在这些肋部的截面组织中所观察到的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计为10％以下，并且，在与这些肋部的截面组织邻接的所述腹板的宽度方向的截面组织中所观察到的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计为20％以下。

在此，优选：上述的结晶物密度以平均面积率计为1.0％以下，上述的各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计为1.6μm以上。另外，就所述铝合金锻造材及后述的铝合金金属溶液的成分组成而言，优选：以质量百分比计含有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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，更优选：以质量百分比计含有Mg：0.9～1.1％、Si：0.9～1.1％、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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，本发明适宜应用于所述腹板的壁厚为10mm以下的薄壁的铝合金锻造材。

用于实现所述的目的的本发明的铝合金锻造材的制造方法，其为上述的各要旨的、或后述的优选的要旨的铝合金锻造材的制造方法，其中，

以100℃/秒以上的平均冷却速度对具有下述组成的铝合金熔液进行铸造，该铝合金溶液以质量百分比计含有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％、Cr：0.01～0.35％、Ti：0.005～0.1％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，或者具有上述优选组成，

对该铸造成的铸锭以10～1500℃/小时的升温速度加热到460～570℃的温度范围，在该温度范围保持2小时以上，由此实施均质化热处理，其后，

以40℃/小时以上的冷却速度冷却至室温，

进而再加热到热锻开始温度，

热模锻造为具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和薄壁且比较宽的中央部的腹板构成的截面形状为大致H形的臂部的铝合金锻造材，并且将锻造结束温度定在350℃以上，

在该热锻后，实施在530～570℃的温度范围保持20分钟～8小时的固溶处理，

其后，在平均冷却速度为200～300℃/秒的范围进行淬火处理，进而，进行人工时效硬化处理。

在本发明中，按照上述要旨对制成轻量化形状的铝合金锻造材的臂部的、肋部的最大应力产生部位的肋部的所述各特定部位的宽度方向截面组织进行限定。另外，以锻造后的铝合金锻造材的臂部的、肋部的最大应力产生部位的肋部的所述各特定部位的宽度方向截面组织成为上述要旨的组织的方式，进行成分调制及制造。

另外，在本发明中，对制成轻量化形状的铝合金锻造材的臂部的、尤其是最大应力产生的各特定部位的、锻造中的肋部部分及腹板部分的晶粒的粗大化进行抑制。

在本发明中，由此，为了具有强度而使后述的臂部的最大应力产生部位高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化。而且，尤其是，即使是具有由壁厚为10mm以下的薄壁且比较宽的中央部的腹板构成的大致H形的截面的臂部的铝合金锻造材，(即使是制成了轻量化形状的锻造材的铝合金锻造材)，也可以使其高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化。

附图说明

图1是表示Al合金锻造材制汽车行驶部件的俯视图。

符号说明

1：汽车行驶部件、2：臂部、3：肋部、4：腹板、5：接合部、6：最大应力产生部位(截面方向)、7、8、9：试料采样部位

具体实施方式

下面，具体地说明本发明的汽车行驶部件及汽车行驶部件的制造方法的实施方式。

对本发明的汽车行驶部件、或构成行驶部件的Al合金锻造材、作为该锻造用的坯料的铝合金铸造材、作为该铸造用的Al合金金属溶液的Al合金化学成分组成进行说明。

至于本发明的汽车行驶部件的Al合金化学成分组成，作为上臂、下臂等行驶部件，必须保证高强度、高韧性及耐应力腐蚀裂纹性等高的耐腐蚀性乃至耐久性。为此的Al合金化学成分组成为，以质量百分比计含有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％、Cr：0.01～0.35％、Ti：0.005～0.1％，并且将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。各元素量的％表示是所有质量％的意思。

在上述成分组成中，为了保证高强度、高韧性及耐应力腐蚀裂纹性等高的耐腐蚀性乃至耐久性，作为更窄的组成范围，优选含有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％，并且将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，作为进一步窄的范围，更优选含有Mg：0.9～1.1％、Si：0.9～1.1％、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％，并且将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

在不阻碍本发明的诸特性的范围内允许适当含有其它元素。另外，在不阻碍本发明的特性的范围内，也允许从溶解原料废铁等必然被混入的杂质。接着，对关于本发明的Al合金锻造材的各元素的含量的临界的意义及优选的范围进行说明。

Mg：0.5～1.25％，优选0.7～1.25％，更优选0.9～1.1％。

Mg是通过人工时效处理，与Si一起主要作为β’相在晶粒内析出，用于赋予汽车行驶部件使用时的高强度(屈服点)的必须的元素。Mg的含量过少时，人工时效处理时的时效硬化量就会降低。另一方面，Mg的含量过多时，强度(屈服点)会变得过高，使锻造性受到阻碍。另外，在固溶处理后的淬火过程中，大量的Mg2Si或单体Si容易析出，反而使强度、韧性、耐腐蚀性等降低。因而，Mg的含量设定为0.5～1.25％，优选0.7～1.25％，更优选0.9～1.1％的各范围。

Si：0.4～1.4％，优选0.8～1.3％，更优选0.9～1.1％。

Si也是与Mg一起通过人工时效处理，主要作为β’相析出，用于赋予汽车行驶部件使用时的高强度(屈服点)的必须的元素。Si的含量过少时，人工时效处理得不到充分的强度。另一方面，Si的含量过多时，在铸造时及固溶处理后的淬火过程中，粗大的单体Si粒子晶出及析出，使得耐腐蚀性和韧性降低。另外，过剩Si增多，不能得到高耐腐蚀性和高韧性、高疲劳特性。另外，延伸性降低等也阻碍加工性。因而，Si的含量设定为0.4～1.4％，优选0.8～1.3％，更优选0.9～1.1％的各范围。

Mn：0.001～1.0％，优选0.2～0.6％。

Cr：0.01～0.35％，优选0.1～0.3％，更优选0.1～0.2％。

Mn、Cr是在均质化热处理时及其后的热锻时，Fe、Mn、Cr、Si、Al等生成根据其含量选择性地结合而成的Al-Mn系、Al-Cr系金属间化合物的分散粒子(分散相)。Al-Mn系、Al-Cr系金属间化合物代表性地例示Al-(Fe、Mn、Cr)-Si化合物、(Fe、Mn、Cr)3SiAl12等。

Mn、Cr形成的这些分散粒子虽然在制造条件下，但是因为其微细且密度高，具有妨碍均匀地分散、再结晶后的晶界移动的效果，所以，可防止晶粒的粗大化，同时，使晶粒微细化的效果强。另外，可预料Mn也会使得向母相的固溶的强度及杨氏模量增大。

Mn、Cr的含量过少时，不能期待他们的效果，晶粒粗大化，强度及韧性降低。另一方面，过多含有这些元素，溶解、铸造时容易生成粗大的金属间化合物或析出物而变成破坏的起点，从而成为韧性及疲劳特性降低的原因。因此，在同时含有Mn、Cr的同时，Mn的含量设定为0.001～1.0％，优选0.2～0.6％的各范围，Cr的含量设定为0.01～0.35％，优选0.1～0.3％，更优选0.1～0.2％的各范围。

(Zr)

和Mn、Cr同样地生成分散粒子(分散相)的Zr的情况为，在有的含有Ti时等铸造的条件下，反而成为阻碍铸锭的晶粒微细化的原因。尤其是Zr生成Ti-Zr的化合物，阻碍Ti或Ti、B的晶粒微细化，成为使晶粒粗大化的主要原因。因而，本发明中，不使用Zr，并极力抑制作为杂质而含有的Zr的含量。具体地说，Zr小于0.15％，优选小于0.05％。

Cu：0.01～0.7％，优选0.1～0.6％，更优选0.3～0.5％。

Cu除在固溶强化中有助于强度的提高以外，在进行时效处理时还具有显著地促进最终制品的时效硬化的效果。Cu的含量过少时，没有这些效果。另一方面，Cu的含量过多时，Al合金锻造材的组织的应力腐蚀破裂及晶界腐蚀的感受性显著变高，使得Al合金锻造材的耐腐蚀性及耐久性降低。因而，Cu的含量设定为0.01～0.7％，优选0.1～0.6％，更优选0.3～0.5％的各范围。

Fe：0.05～0.4％，优选0.1～0.4％。

Fe具有与Mn、Cr一起生成分散粒子(分散相)，以阻碍再结晶后的晶界移动，从而防止晶粒的粗大化，同时使晶粒微细化的效果。Fe的含量过少时，没有这些效果。另一方面，Fe的含量过多时，就会生成Al-Fe-Si结晶物等粗大的结晶物。这些结晶物使得破坏韧性及疲劳特性等恶化。因而，Fe的含量设定为0.05～0.4％，优选0.1～0.4％的各范围。

Ti：0.005～0.1％，优选0.01～0.1％。

Ti具有使铸锭的晶粒微细化，从而使锻造材组织成为微细的亚晶粒的效果。Ti的含量过少时，则不能发挥该效果。但是，Ti的含量过多时，则形成粗大的析出物，使得所述加工性降低。因而，Ti的含量设定为0.005～0.1％，优选0.01～0.1％的各范围。

除此之外，下面记载的元素为杂质，各自的含量允许在以下分别记载的含量以内。

氢：0.25ml/100g Al以下。氢(H2)容易作为杂质混入，尤其是在锻造材的加工度小的情况下，氢引起的气泡在锻造加工中不被压接，从而产生泡，成为破坏的起点，因此，使得韧性及疲劳性显著降低。尤其是在高强度化后的行驶部件等中，该氢的影响较大。因而，每100g的Al的氢浓度优选设定为0.25ml以下，优选尽可能少的含量。

Zn、V、Hf也容易作为杂质混入而阻碍行驶部件的特性，所以，他们的合计含量设定为小于0.3％。

另外，B是杂质，但和Ti同样，也具有使铸锭的晶粒微细化，从而使挤压及锻造时的加工性提高的效果。不过，其含有超过300ppm时，仍然会形成测定点晶析出物，而使所述加工性降低。因而，允许B的含量为300ppm以下。

(汽车行驶部件的最大应力产生的特定部位)

在本发明中，按照上述要旨规定制成轻量化形状的锻造材汽车行驶部件的臂部内最大应力产生的特定部位的肋部部分的组织。因而，首先说明本发明的汽车行驶部件的最大应力产生的特定部位的意思。

首先，利用图1、(b)说明本发明汽车行驶部件的、制成轻量化形状的代表形状。图1(a)汽车行驶部件1的整体形状和最大应力产生的臂部特定部位的俯视图，图1(b)是表示图1(a)的A-A线剖面图(最大应力产生的臂部特定部位的宽度方向的剖面图)。

图1(a)中汽车行驶部件1由其形状被锻造成近净尺寸的铝合金锻造材构成。汽车行驶部件1一般形成为图1(a)所示的大致三角形的整体形状，在各三角形的顶点部分，具有球窝接头等的接合部5a、5b、5c，汽车行驶部件共同具有用臂部2a、2b将它们分别连接起来的形状。臂部2a、2b在其宽度方向的各周缘部(两侧端部)无一例外具有沿臂部的各方纵向方向相互延伸的肋部。臂部2a具有肋部3a、3b，臂部2b具有肋部3a、3c。另外，臂部2a、2b在其宽度方向的各中央部无一例外具有沿臂部的各方纵向方向相互延伸的腹板。臂部2a具有腹板4a，臂部2b具有腹板4b。

在此，各肋部3a、3b、3c在汽车行驶部件中相同，比较窄，壁厚较厚。与此相反，各腹板4a、4b在汽车行驶部件中相同，比肋部3a、3b、3c壁薄，壁厚在10mm以下且比较宽。因此，臂部2a、2b其宽度方向的截面在汽车行驶部件中相同，具有大致H形截面形状。H形的两纵壁部分意思是肋部3a、3b、3c，中央的横壁部分意思是腹板4a、4b。

以上述的整体结构及形状为前提，在汽车行驶部件中，以在使用中最大应力产生(负载有最大应力)的特定部位在肋部部的球窝接头部的侧的方式对臂部2a、2b和球窝接头部5a、5b、5c进行结构设计。不用说，该最大应力产生部位虽然因该结构设计条件的不同而不同，但是，必定在任一肋部部的球窝接头部侧。

在图1的汽车行驶部件中，使用中最大应力产生(负载有最大应力)的特定部位是图1(a)中用斜线表示的、沿肋部的球窝接头部侧的纵向方向延伸的斜线部。即，该图1(a)的例中，用斜线表示的、球窝接头部5a侧的臂部2a的一侧、且部分地包含肋部3a和腹板4a的部位。而且，另外，该臂部的部分的宽度方向截面中的最大应力产生部位在截面内不是均一的，而是图1(b)中用○围住而表示的、肋部3a的上端侧6a部分。另外，在使用中最大应力产生的特定部位不仅是肋部3a部，而且也波及到肋部3b侧的情况下，图1(b)中用○围住而表示的、肋部3b的上端侧6b也成为使用中最大应力产生的部位。

在汽车行驶部件中，不用说虽然在与其它部件的接合部也产生大的应力(负载有)，但不是最大应力。如图1(a)所示，汽车行驶部件中的最大应力必定在由臂部的整体形状及形状要件决定的、特定的肋部的球窝接头部侧部位产生。

在此，为了具有强度，在臂部的最大应力产生部位尤其是肋部部分、或包含该肋部部分的腹板部分容易产生晶粒的粗大化时，则难以既较高地维持臂部、甚至作为汽车行驶部件整体的强度又实现轻量化。

因此，在本发明中，按照上述要旨对图1(a)中用斜线表示的、负载有最大的应力的臂部的特定部位(球窝接头部5a侧的臂部2a的一侧：部分地包含肋部3a和腹板4a两者各自在内的部位)的组织进行规定。理想的是，只要可以制造，则，不仅对负载有该最大的应力的臂部的特定部位，而且优选对臂部2a、2b整体的组织，按照上述要旨进行规定。

(组织)

在本发明中，对汽车行驶部件中的所述图1中所说明的、作为臂部的最大应力产生部位的肋部3a组织的结晶物、晶界析出物各自进行规定。而且，优选还对金属间化合物的分散粒子、再结晶比例各自进行规定。另外，优选还对臂部的最大应力产生部位中的腹板4a组织的再结晶比例进行规定。但是，肋部3a组织的结晶物按照宽度方向截面中的最大应力产生部位的组织进行规定。另外，肋部3a组织的晶界析出物、分散粒子在宽度方向截面中的分型线的组织中进行规定。进而，肋部3a组织及腹板4a组织的再结晶比例在最大应力产生部位的宽度方向截面中进行规定。

(结晶物)

在本发明中，在宽度方向截面中的负载有最大应力的部位的、图1(b)中用○围住的肋部3a的上端侧6a部分，对负载有最大应力的臂部2a中的宽度方向截面组织的结晶物进行规定。如上所述，在使用中最大应力产生的特定部位不仅是肋部3a部，而且也波及到肋部3b侧的情况下，图1(b)中用○围住而表示的、肋部3b的上端侧6b也设定为析出物规定部位。在本发明中，在负载有这种最大应力的臂部(尤其是肋部部)，抑制每个特定的部位的粗大的结晶物，并抑制成为破坏的起点的结晶物，从而使汽车行驶部件的韧性提高。

在此，本发明中所说的结晶物是Al-Fe-Si系结晶物。如上所述，Fe的含量过多时，该Al-Fe-Si系结晶物等就会生成使破坏韧性及疲劳韧性等恶化的粗大的结晶物。但是，Fe是特别容易作为杂质从废铁等的溶解原料中混入的元素。因此，即使为通常的杂质水平的含量，生成该Al-Fe-Si系晶析出物等粗大的结晶物的可能性也较高。

因此，在本发明中，对Al-Fe-Si系结晶物的密度进行规定，来抑制所述组织中的Al-Fe-Si系结晶物等粗大的结晶物。即，所述组织中的Al-Fe-Si系结晶物的平均面积率设定为1.5％以下，优选1.0％以下。所述组织的Al-Fe-Si系结晶物的平均面积率超过1.5％以下，优选1.0％以下，超过时，就会生成粗大的结晶物，从而使汽车行驶部件的破坏韧性及疲劳特性等恶化。

(结晶物的平均面积率测定)

在此，Al-Fe-Si系结晶物的平均面积率是对宽度方向截面的负载有最大应力的部位、即包含所述图1(b)中用○围住的肋部3a的上端侧6a部分的7部位的宽度方向截面组织进行观察。更具体地说，是用放大倍数为500倍的SEM(扫描型电子显微镜)以观察面积合计为0.2mm²的方式，对所述部分内的多处进行观察并拍摄，对所得到的图像进行数字处理而算出。为了在测定中保持再现性，对任意10个测定部位进行这种观察，并将它们进行平均而算出平均面积率。

(晶界析出物)

在本发明中，在负载有最大应力的臂部2a的宽度方向截面组织内、图1(b)的肋部3a的分型线PL(包含)部位，即8部分，晶界析出物进行规定。如上所述，在使用中最大应力产生的特定部位不仅是肋部3a，而且也波及到肋部3b侧的情况下，相当于肋部3a的8的肋部3b的分型线PL(包含)部位也设定为晶界析出物规定部位。

图1(b)所示的该分型线PL为分型面，在使用阳模和阴模的模具的热模锻中，在两模型的边界必然会形成边界面(分割面)。假设在作为负载所述的最大应力的部位的图1(b)的肋部3b的上端侧6b，产生以结晶物为起点的破坏的情况下，破坏在晶界向该分型线PL传播。朝向该分型线PL的破坏的晶界传播因晶界析出物的存在而变大。即，在本发明中，通过降低负载有最大应力的臂部(尤其是肋部部)的晶界上的析出物，可以阻止乃至抑制破坏的晶界传播，从而使汽车行驶部件的破坏韧性及频率特性提高。

本发明中所说的晶界析出物为Mg2Si或单体Si。Mg2Si主要作为β’相在晶粒内析出，赋予汽车行驶部件高强度(屈服点)。但是，该Mg2Si或单体Si在晶界析出时，则成为破坏的起点而助长破坏朝向所述分型线PL的晶界传播，使得汽车行驶部件的破坏韧性及疲劳特性等恶化。

另外，即使Mg和Si的含量在所述的规定范围内时合适的值，在通常的制造工序中，在铸造、均质化热处理、热锻、固溶处理及淬火处理等热经历中，在升温速度及冷却速度过小的情况下，Mg2Si或单体Si也容易在晶界粗大或较密地析出。

因此，在本发明中，在负载有最大应力的臂部2a的宽度方向截面组织内、图1(b)的肋部3a的分型线PL(包含)部位的8部分，要对晶界析出物进行规定。即，将该组织晶界的Mg2Si或单体Si等晶界析出物彼此的平均间隔较广地设定为0.7μm以上，优选1.6μm以上，由此来降低晶界上的析出物。当所述组织的Mg2Si或单体Si彼此的平均间隔小于0.7μm、优选低于1.6μm时，这些晶界析出物就会在晶界粗大或较密地析出，使得汽车行驶部件的破坏韧性及疲劳特性等恶化。

(晶界析出物的测定)

在此，晶界析出物的平均间隔是用放大倍数为20000倍的TEM(透光型电子显微镜)对图1(b)的肋部3a的分型线PL(包含)部位的8部分进行10视野观察，并根据晶界的每长度1的晶界析出物的个数n算出1/n。为了保持测定的再现性，这些观察是对10处任意测定部位进行，然后将它们平均而算出平均面积率。

(分散粒子)

在本发明中，优选分散粒子和所述晶界析出物同样，也是在负载有最大应力的臂部2a的宽度方向截面组织内、图1(b)的肋部3a的分型线PL(包含)部位的8部分进行规定。另外，如上所述，在使用中最大应力产生的特定部位不仅是肋部3a，而且也波及到肋部3b侧的情况下，相当于肋部3a的8的肋部3b的分型线PL(包含)部位也设定为晶界析出物规定部位。

在该分型线PL，锻造中的加工率为最大，是容易再结晶的部位。因此，阻止该最容易再结晶的部位的再结晶时很重要的。因而，在本发明中，对抑制该最容易再结晶的部位的再结晶的分散粒子进行规定，来抑制再结晶，从而抑制再结晶招致的晶粒的粗大化。由此来抑制负载有最大应力的臂部(尤其是肋部部)的再结晶化、晶粒的粗大化造成的晶界破裂，从而提高汽车行驶部件的强度、韧性。

本发明所说的分散粒子时Al-Cr系、Al-Zr系金属间化合物。如上所述，这些分散粒子微细且密度高，如果均匀地被分散，就具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，因此，可以防止晶粒的再结晶及粗大化，同时，使晶粒为细化的效果高。不过，在通常的制造工序中，在铸造、均质化热处理、热锻、固溶处理及淬火处理等热经历中，在升温速度及冷却速度过小的情况下，利用制造条件容易粗大化。因此，会失去抑制再结晶(晶粒微细化)效果，反而还有使汽车行驶部件的破坏韧性及疲劳特性恶化的可能性。

因此，在本发明中，为了使所述组织中的上述分散粒子微细、均匀地分散而不使其粗大化，理想的是，对作为分散粒子的尺寸的平均直径和作为密度的平均面积率进行规定。即，按照所述的肋部3a组织的结晶物、晶界析出物的各规定是非必须的，但理想的是，上述分散粒子的平均直径设定为1200

以下，上述分散粒子的密度以平均面积率计，设定为4％以上。

所述组织的、上述分散粒子的平均直径超过1200

、上述分散粒子的密度以平均面积率计低于4％的任一情况都不能进行微细均匀地分散。因此，具有使汽车行驶部件的破坏韧性及疲劳特性等恶化的可能性。

(分散粒子的测定)

在此，分散粒子的平均直径和平均面积率是用放大倍数为20000倍的TEM(透光型电子显微镜)对图1(b)的肋部3a的分型线PL(包含)部位的8部分的组织(宽度方向截面组织)进行10视野观察。通过对其进行图像分析，算出各分散粒子的最大长度作为直径，算出所观察到的分散粒子中的该最大长度的平均作为分散粒子的平均直径。另外，同样，根据图像分析求出所观察到的分散粒子的合计面积，算出其对观察视野面积的比例，作为分散粒子的平均面积率。为了保持再现性，这些观察是对10处任意测定部位进行，然后将它们平均而算出。

(再结晶面积比例)

在本发明中，理想的是，对在负载有最大应力的臂部2a的宽度方向截面组织内、包含最容易再结晶的分型线PL部位的、图1(b)的肋部3a的宽度方向截面中的组织全体和与其邻接的腹板4a的宽度方向截面中的组织全体两个部位的再结晶粒所占的面积比例(也称作再结晶面积比例)进行规定。据此，理想的是，对将肋部和腹板合在一起的臂部的再结晶面积比例进行规定。

在腹板4a中，和肋部3a一样也包含分型线PL部位，也容易再结晶。而且，该腹板的晶粒的大小(再结晶面积比例)也对疲劳强度有较大影响。另外，因为腹板和肋部锻造的加工度不同，所以，肋部的再结晶面积比例与其不同的可能性较高。因而，要规定负载有最大应力的臂部再结晶面积比例，必须对肋部和腹板双方进行规定。

据此，理想的是，抑制负载有最大应力的臂部(尤其是肋部部和腹板部)中的再结晶而使亚晶粒增加，使晶粒为细化至10从而抑制该臂部中的晶界破裂，使汽车行驶部件的强度、韧性提高。

至于肋部的规定部位，作为图1(b)的肋部3a的宽度方向截面中的组织的全体，是在两处进行规定(测定)，该两处为：在宽度方向截面中的负载有最大应力的部位的、包含所述图1(b)中用○围住的肋部3a的上端侧6a部分的7、和包含所述的最容易再结晶的分型线PL部位的8的各部分。也就是以肋部的宽度方向截面中的组织全体中的组织为代表，将这两处测定处7、8的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计，限定在10％以下，使亚晶粒增加，从而使平均晶粒为细化至10μm以下的程度。由此，抑制肋部部的晶界破裂，使汽车行驶部件的强度、韧性提高。

另外，至于腹板的规定部位，作为图1(b)的腹板4a的宽度方向截面中的组织全体，是在包含上述的最容易再结晶的分型线PL部位的9不为进行规定(测定)。即，以腹板的宽度方向截面中的组织全体中的组织为代表，将测定处9的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计，限定在20％以下，使亚晶粒增加，从而使平均晶粒为细化至10μm以下的程度。由此，抑制腹板的晶界破裂，使汽车行驶部件的强度、韧性提高。

(再结晶面积比例的测定)

再结晶所占的面积比例是用400倍左右的光学显微镜，对在对肋部及腹板的所述各观察部位(截面组织)试料机械研磨掉0.05～0.1mm之后，通过电解蚀刻镜面化了的表面进行观察并进行图像处理，算出再结晶面积对观察视野面积的比例。再结晶粒由于尺寸大，容易反射光而色淡，含有其它亚结晶的晶粒由于小而色浓。由此，所述的彼此的尺寸不同，并且，壳根据该色的浓淡的不同来识别，从而可以进行图像处理。为了保持测定中的再现性，在任意的10个测定处进行这种观察，然后将它们平均而算出。

根据以上的组织规定，尤其是可以使最大应力产生部位即臂部的肋部部分及腹板部分(主要是臂部的最大应力产生部位)高强度化、高韧性化。

(制造方法)

其次，叙述本发明的Al合金锻造材的制造方法。本发明的Al合金锻造材的制造工序自身可以通过通常的方法进行制造。但是，轻量化形状的锻造材汽车行驶部件，要制成具有所述的组织的汽车行驶部件，而达到高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化，也必须是在以下说明的各制造工序的特定条件下来制造。

(铸造)

在对溶解调制到所述特定Al合金成分范围内的Al合金金属溶液进行铸造的情况下，适宜选择连续铸造压延法、半连续铸造法(DC铸造法)、保温帽铸造法等通常的溶解铸造法进行铸造。

但是，在对形成为所述特定Al合金成分范围的铝合金金属溶液进行铸造时，为了使汽车行驶部件的所述臂部的至少最大应力产生部位的组织(最大应力产生部位的肋部3a的组织、或肋部3a和腹板4a两组织，以下意思相同)中的Al-Fe-Si结晶物微细化、和使二次枝晶臂间距细化至20μm以下，就要将平均冷却速度设定为100℃/秒以上。

在铸造时的平均冷却速度过小，小于100℃/秒的情况下，汽车行驶部件的所述臂部的至少最大应力产生部位的组织中的Al-Fe-Si结晶物就会粗大化，以平均面积率计不能达到0.1％以下。另外，二次枝晶臂间距(DAS)就不能细化至20μm以下，DAS变大。这一结果对轻量化形状的汽车行驶部件来说，不能实现高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化。

(均质化热处理)

铸造而成的铸锭的均质化热处理在460～570℃、优选460～520℃的温度范围以10～1500℃/小时、优选20～1000℃/小时的升温速度进行加热，在该温度范围保持2小时以上。而且，均质化热处理后的冷却速度设定为40℃/小时以上，以该冷却速度暂且冷却至室温。

均质化热处理时的升温速度过快或过慢都会使分散粒子粗大化，不能微细均匀地分散，损坏微细均匀地分散带来的晶粒微细化效果。

均质化热处理温度过高时，虽然结晶物容易溶入，但是，分散粒子粗大化，不能微细均匀地分散，从而，微细均匀地分散带来的晶粒微细化效果被损坏。另一方面，均质化热处理温度过低时，结晶物的溶入不在充分，粗大的结晶物残存，难以使汽车行驶部件高强度化、高韧性化。

在该均质化热处理温度范围的保持时间不足2小时的情况下，均质化时间不足，结晶物的溶入不充分，粗大的结晶物残存，难以使汽车行驶部件高强度化、高韧性化。

在均质化热处理后的冷却速度低于40℃/小时的情况下，在固溶处理前，Mg2Si就会在晶粒内完全析出。因此，固溶处理中析出的Mg2Si不足，结果使固溶处理不充分，难以使汽车行驶部件高强度化、高韧性化。

(热锻)

均质化热处理后，以上述冷却速度暂且冷却至室温的铸锭被再次加热到热锻温度。而且，进行机械压床的锻造及液压压床的锻造等热锻，汽车行驶部件被电子加工成最终制品形状(同时复合成形加工)。该形状为所述的轻量化形状，从而被加工成由比较窄而厚的周缘部的肋部、和壁厚10mm以下的薄壁而比较宽的腹板构成的、具有截面形状为大致H形的臂部的汽车行驶部件。

该热锻时的结束温度为350℃以上，锻造开始温度在没有特别再加热的情况下，根据多次进行的热锻次数等条件，设定为能够使结束温度达到350℃以上的温度。汽车行驶部件在没有特别再加热的情况下，进行多次粗锻造、中间锻造、精锻造和热锻，如果热锻开始温度低于350℃，就难以保证结束温度在350℃以上的高温。

在热锻时的结束温度低于350℃的情况下，由于分散粒子不能微细地均匀分散，因此，即使轻量化形状的锻造材汽车行驶部件，也不能将汽车行驶部件的臂部的最大应力产生部位的Al合金的平均晶粒径微细化至50μm以下。另外，亚晶粒的比例也会减小。其结果是，不能够使汽车行驶部件高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化。

为了保证该分散粒子的效果，理想的是，热锻时，在进行加热的情况下，将升温速度提高到100℃/小时以上，并且，热锻结束后的冷却速度提高到100℃/小时以上。

(调质处理)

在该热锻之后，适宜进行用于得到作为汽车行驶部件的必要的强度及韧性、耐腐蚀性的T6、T7、T8等调质处理。T6为在固溶及淬火处理后得到最大强度的人工时效硬化处理。T7为在固溶及淬火处理后，超过得到最大强度的人工时效硬化处理条件而进行的过剩时效硬化处理。T8为在固溶及淬火处理后，进行冷轧加工进而得到最大强度的人工时效硬化处理。

通过该调质处理，按照本发明中所规定的条件使所述臂部的至少最大应力产生部位的组织最终地达到最适化。也就是说，Al-Fe-Si结晶物的密度以平均面积率计为1.0％以下，各Mg2Si晶界析出物的最大直径的平均为2μm以下，各Mg2Si晶界析出物彼此的平均间隔为1.6μm以上，Al-Mn系金属化合物的分散粒子的平均直径为1200

以下，密度以平均面积率计为5％以下。

就固溶及淬火处理后的人工时效处理的不同而言，T7调制材料由于为过剩时效硬化处理，在晶界上析出的β相的比例变高。该β相在腐蚀环境下难以溶出，晶界腐蚀感受性降低，耐应力腐蚀裂纹性提高。另一方面，所述调质处理中，T6调制材料为得到最大强度的人工时效硬化处理，β′相析出较多。该β′相在腐蚀环境下容易溶出，使得晶界腐蚀性提高，耐应力腐蚀裂纹性降低。因而，通过将Al合金锻造材设定为所述T7调制材料，虽然屈服点有一些降低，但是与其它调质处理相比，耐蚀性进一步提高。

固溶处理是在530～570℃的温度范围保持20分钟～8小时。该固溶处理温度过低、或时间过短时，固溶不充分，Mg2Si的固溶不充分，强度降低。另外，在加热到固溶处理温度的情况下，为防止分散粒子的粗大化，保证其效果，理性的是将升温速度提高到100℃/小时以上。

该固溶处理后，在平均冷却速度为200～300℃/秒的范围进行淬火处理。为确保该平均冷却速度，优选淬火处理时的冷却通过水冷来进行。该淬火处理时的冷却速度降低时，Mg2Si、Si等在境界上析出，在人工时效后的制品中容易产生晶界破坏，韧性以及疲劳特性降低。另外，在冷却过程中，在粒子内也会形成稳定相Mg2Si、Si，由于人工时效时析出的β相、β′相的析出量减少而强度降低。

但是，另一方面，冷却速度提高时，淬火变形量增多，淬火后必须重新进行矫正工序，又会产生矫正工序的工数增加的新问题。还会产生残余应力增加、制品的尺寸、形状精度降低的新问题。鉴于这一点，为了缩短制品制造工序、降低成本，优选可缓和淬火变形的50～80℃的热水淬火。这里，在热水淬火温度低于50℃的情况下，淬火变形增大，而超过85℃时，冷却速度过于降低，使得韧性以及疲劳特性、强度降低。

固溶及淬火处理后的人工时效硬化处理是从530～570℃的温度范围、和20分钟～8小时的保持时间的范围选择所述T6、T7、T8等调制处理的条件。

另外，在如上所述的均质化热处理、固溶处理中适宜使用空气炉、介质加热炉、硝石炉等。另外，在人工时效硬化处理中适宜使用空气炉、介质加热炉、油浴等

本发明的汽车行驶部件也可以在这些调制处理的前后适当地实施作为汽车行驶部件必要的机械加工或表面处理等。

接着，对本发明的实施例进行说明。对变换各种条件而制造的各汽车行驶部件(锻造材)的组织、机械特性、耐腐蚀性进行测定、评价。

通过半连续铸造法，以表2所示的比较高的冷却速度来制造表1所示的合金编号A～R及S～Y的化学成分组成的Al合金铸锭(Al合金铸造材、直径均为φ82mm的铸造棒)。表1所示的合金编号内，A～C及D、F、H、L、M、N、Q为发明例，E、G、I、J、K、O、P、R及S～Y为比较例。另外，关于表1所示的各Al合金例的其它杂质含量，除Zr等特定的杂质含量过高以外，各Al合金例的Zn、V、Hf按合计算，低于0.2％，B为300ppm以下。另外，各Al合金例的100g的Al中的氢浓度都为0.10～0.15ml。

对这种化学成分组成的各Al合金铸锭的外表面平面切削3mm的厚度，并切断成500mm后，按照各表2、3所示的各条件进行均质化热处理、使用机械挤压的热模锻、固溶淬火处理、实效硬化处理，制造出图1所示的形状的汽车行驶部件。这里，均质化热处理中，对升温速度、冷却速度、均质化温度下的保持时间进行了各种变化。热锻中，对结束温度进行了变化。实效硬化处理中，对时效温度、实效温度下的保持时间进行了各种变化。

制造的汽车行驶部件由壁厚为30mm的比较窄的周缘部的肋部3a、3b、3c、和壁厚为10mm的比较宽的(宽：60mm)中央部的腹板4a、4b构成的、具有截面形状为大致H形的臂部2a、2b。

在此，均质化热处理时的冷却速度通过有没有使用出炉后的冷却风来控制。冷却速度为100℃/小时的均质化热处理使用风强制空冷，冷却速度为20℃/小时的均质化热处理如通常的方法，不使用风而进行自然冷却。

利用机械挤压的锻造，使用阳模和阴模，以分模面的间隙1.5～3mm无再加热地进行三次锻造。汽车行驶部件(锻造材)的合计加工率以变形量(5)计，汽车行驶部件的肋部3a、3b、3c为50～80％，腹板4a、4b为60～90％。

这些热锻的变形量(％)C利用臂部的最大应力产生部位(图1的斜线部)中的平均晶粒间隔A和铸锭的单元层平均尺寸B，其利用式：C＝〔(B-A)/B〕×100％来算出。在铸锭的面切削前，在与铸入方向垂直的面内，从铸锭外表面到中心部进行4等分，铸锭的单元(cell)层平均尺寸B则应用从该铸锭外表面向中心部的共计5处的平均值。这时，在变形量小、未形成明显的流线的情况下，应用锻造材中残存的铸锭单元层的大小(最小纵方向)E，其利用式：C＝〔(B-E)/B〕×100％来算出。

固溶处理使用空气炉，固溶处理后进行水淬火，调节该水的温度，如表2、3所示来控制水淬火时的冷却速度。冷却速度为200℃/秒的淬火是在60℃的热水中进行淬火，冷却速度为250℃/秒的淬火是在40℃的热水中进行淬火，冷却速度为300℃/秒的淬火是在室温约为20℃的水中进行淬火。另外，冷却速度为20℃/秒的淬火是空冷。

表4、5各自表示这样制造成的各汽车行驶部件的如上所述的臂部的最大应力产生部位(图1的斜线部)中的、图1(b)的肋部3a宽度方向截面中的部位7的结晶物、部位8的晶界析出物和分散粒子的状态、部位7、8的再结晶面积比例。表4、5还表示与该肋部邻接的图1(b)的分别4a的部位9的组织的再结晶面积率比例。

另外，表4、5各自还表示这些各汽车行驶部件的肋部3a的宽度方向截面内的包含所述部位7的拉伸试验片的特性。另外，表4、5各自还表示分别4a的宽度方向截面内的包含所述部位9的拉伸试验片的特性。表2～5的Al合金编号与表1的Al合金编号各自对应，表4为表2的继续，表2的编号与表5的编号各自对应，表5是表3的继续，表3的编号于表5的编号各自对应。

(机械特性)

从包含所述肋部3a和腹板4a的各部位的纵向方向的任意处，各取样两个各拉伸试验片A(L方向)和摆锤冲击试验片B(LT方向)，分别测定其拉伸强度(MPa)、0.2％屈服点(MPa)、延伸率(％)、摆锤冲击值等，求出各平均值。

(晶界腐蚀感受性)

晶界腐蚀感受性试验是自各汽车行驶部件的如上所述的臂部的至少最大应力产生部位(图1的斜线部)，以包含所述肋部部3a的部位7、8两者的方式取样试验片。晶界腐蚀感受性实验条件按照旧JIS-W1103的规定进行。在该状态下，经过规定的6混入浸渍后，对试料进行拉伸，其后，对试验片的截面进行切断、研磨，用光学显微镜测定自史料表面起的腐蚀深度。放大倍数设定为×100。将腐蚀深度在200μm以下设定为轻微的腐蚀，评价为「○」。另外，将腐蚀深度超过200μm的情况设定为大的腐蚀，评价为「×」。

(应力腐蚀破裂性)

应力腐蚀破裂试验是自各汽车行驶部件的如上所述的臂部的至少最大应力产生部位(图1的斜线部)，以包含所述肋部部3a的部位7、8两者的方式取样试验片，然后加工成C环状的试验片来进行的。应力腐蚀破裂试验的条件是将所述C环试验片按照ASTM G47的交替浸渍法的规定来进行。但是，实验条件还模拟对汽车行驶部件附加拉伸应力而使用的情况，则设定为在C环试验片的ST方向负载所述机械特性的试验片的L方向的屈服点的75％的应力的、比实际的使用状态更严格的状态。

在该状态下，反复进行C环试验片向盐水的浸渍和捞出，测定直到试验片上产生应力腐蚀破裂的时间。将这些结果示于表4、5。直到产生应力腐蚀破裂的时间为200小时以上，则可以评价作为汽车行驶部件的耐腐蚀性良好；少于200小时，则可以评价为耐腐蚀性差。这些结果也示于表4、5。

由表4、5可知，各发明例的组成和制造条件在优选的范围内。其结构是，发明例的汽车行驶部件的臂部的最大应力产生部位的组织满足本发明的规定。也就是说，在肋部的最大应力产生部位中的宽度方向截面组织中所观察到的结晶物密度以平均面积率计，为1.5％以下，各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计，为0.7μm以下。其结果是，发明例的肋部、腹板的拉伸强度都在350MPa以上及肋部的摆锤冲击值都为10J/cm²。另外，发明例在最大应力产生部位中的肋部部的晶界腐蚀感受性及耐应力腐蚀裂纹性方面也很优异。

在该发明例内，发明例1～3的组成(各元素含量)也在优选的范围内。另外，该组织中的分散粒子的尺寸以平均直径计，为1200

以下，并且，这些分散粒子的密度在以平均面积率计、为4％以上的优选的范围内。另外，在这些肋部的截面组织中所观察到的再结晶粒所占的面积比例，以平均面积率计，为10％以下。并且，在于这些肋部的截面组织邻接的腹板的宽度方向的截面组织中观察到的再结晶粒所占的面积比例，以平均面积率计，为20％以下。

其结果是，发明例1～3的肋部、腹板的拉伸强度都在400MPa以上及肋部的摆锤冲击值都为10J/cm²。另外，发明例1～3在最大应力产生部位中的肋部部的晶界腐蚀感受性及耐应力腐蚀裂纹性方面也很优异。

与此相反，离开最适宜制造条件而制造的比较例4、5、9～16，使用本发明范围内的B组成的Al合金，但汽车行驶部件的最大应力产生部位的组织未满足本方面的规定。其结果是，汽车行驶部件的的臂部的最大应力产生部位的强度、韧性、耐腐蚀性的任何一项都比发明例显著变差。

比较例4是铸造冷却速度过小。比较例5是均热温度过低。比较例9是均热冷却速度过小。比较例10是锻造结束温度过低。比较例11是固溶温度过低。比较例12是固溶温度过高。比较例13是淬火时的冷却速度过小。由于比较例14的均热温度过高，铸锭中产生过烧(局部熔融)，不能进行以后的制造、特性评价。比较例15是均热升温速度过小。比较例16是均热升温速度过大。

另外，使用了本发明范围以外的组成的Al合金E、G、I、J、K、O、P、R及S～Y的比较例18、20、22～24、28、29、31～38，虽然是在最适宜制造条件内进行的制造，但是，汽车行驶部件的的臂部的最大应力产生部位的强度、韧性、耐腐蚀性的任何一项都比发明例显著变差。

比较例32是Mg过少。比较例18是Mg过多。比较例33是Si过少。比较例20是Si过多。比较例34是Cu过少。比较例22是Cu过多。比较例23是Fe过少。比较例24是Fe过多。比较例35是Mn过少。比较例36是Mn过多。比较例37是Cr过少。比较例28是Cr过多。比较例29是Zr过多。比较例38是Ti过少。比较例31是Ti过多。

由以上的结果可知，本发明的组成、最适宜制造条件、组织规定的、使汽车行驶部件的臂部的最大应力产生部位的强度、韧性、耐应力腐蚀裂纹性提高的临界的意义。

表1

表2

表3

表4

(接表2)

表5

(接表3)

根据本发明，可以提供高强度化、高韧性化及高耐腐蚀性化的汽车行驶部件及其制造方法。因而，在能够实现向Al-Mg-Si系铝合金锻造材的运输机用的用途(例如汽车的各种构造部件)的扩大方面，具有非常大的工业价值。

Claims (9)

1.一种铝合金锻造材，其特征在于，以质量百分比计含有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％、Cr：0.01～0.35％、Ti：0.005～0.1％，并且将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，并且，具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和比较宽的中央部的腹板构成的宽度方向截面形状大致为H形的臂部，其中，在肋部的最大应力产生部位的宽度方向截面组织中，在产生最大应力的截面部位的组织中所观察到的结晶物密度以平均面积率计为1.5％以下，在包括锻造时产生的分型线的截面部位的组织中所观察到的各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计为0.7μm以上。

2.如权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，在所述铝合金锻造材的肋部的最大应力产生部位的宽度方向截面组织中，在产生最大应力的截面部位的组织中所观察到的分散粒子的尺寸以平均直径计为以下，并且，这些分散粒子的密度以平均面积率计为4％以上，在这些肋部的截面组织中所观察到的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计为10％以下，并且，在与这些肋部的截面组织邻接的所述腹板的宽度方向的截面组织中所观察到的再结晶粒所占的面积比例以平均面积率计为20％以下。

3.如权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，在所述产生最大应力的截面部位的组织中所观察到的结晶物密度以平均面积率计为1.0％以下，在包括锻造时产生的分型线的截面部位的组织中所观察到的各晶界析出物彼此的间隔以平均间隔计为1.6μm以上。

4.如权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，所述铝合金锻造材的组成以质量百分比计含有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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

5.如权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，所述铝合金锻造材的组成以质量百分比计含有Mg：0.9～1.1％、Si：0.9～1.1％、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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

6.如权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，所述腹板是薄壁，其壁厚为10mm以下。

7.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求1～3、6中任一项所述的铝合金锻造材的制造方法，其中，以100℃/秒以上的平均冷却速度对具有下述组成的铝合金熔液进行铸造，该铝合金溶液以质量百分比计含有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％、Cr：0.01～0.35％、Ti：0.005～0.1％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，

对该铸造成的铸锭以10～1500℃/小时的升温速度加热到460～570℃的温度范围，在该温度范围保持2小时以上，由此实施均质化热处理，其后，

以40℃/小时以上的冷却速度冷却至室温，

进而再加热到热锻开始温度，

热模锻造为具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和薄壁且比较宽的中央部的腹板构成的截面形状为大致H形的臂部的铝合金锻造材，并且将锻造结束温度定在350℃以上，

在该热锻后，实施在530～570℃的温度范围保持20分钟～8小时的固溶处理，

其后，在平均冷却速度为200～300℃/秒的范围进行淬火处理，进而，进行人工时效硬化处理。

8.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求4所述的铝合金锻造材的制造方法，其中，以100℃/秒以上的平均冷却速度对具有下述组成的铝合金熔液进行铸造，该铝合金溶液以质量百分比计含有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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，

对该铸造成的铸锭以10～1500℃/小时的升温速度加热到460～570℃的温度范围，在该温度范围保持2小时以上，由此实施均质化热处理，其后，

以40℃/小时以上的冷却速度冷却至室温，

进而再加热到热锻开始温度，

热模锻造为具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和薄壁且比较宽的中央部的腹板构成的截面形状为大致H形的臂部的铝合金锻造材，并且将锻造结束温度定在350℃以上，

在该热锻后，实施在530～570℃的温度范围保持20分钟～8小时的固溶处理，

其后，在平均冷却速度为200～300℃/秒的范围进行淬火处理，进而，进行人工时效硬化处理。

9.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，是权利要求5所述的铝合金锻造材的制造方法，其中，以100℃/秒以上的平均冷却速度对具有下述组成的铝合金熔液进行铸造，该铝合金溶液以质量百分比计含有Mg：0.9～1.1％、Si：0.9～1.1％、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％，并且，将Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，

对该铸造成的铸锭以10～1500℃/小时的升温速度加热到460～570℃的温度范围，在该温度范围保持2小时以上，由此实施均质化热处理，其后，

以40℃/小时以上的冷却速度冷却至室温，

进而再加热到热锻开始温度，

热模锻造为具有由比较窄且厚的周缘部的肋部和薄壁且比较宽的中央部的腹板构成的截面形状为大致H形的臂部的铝合金锻造材，并且将锻造结束温度定在350℃以上，

在该热锻后，实施在530～570℃的温度范围保持20分钟～8小时的固溶处理，

其后，在平均冷却速度为200～300℃/秒的范围进行淬火处理，进而，进行人工时效硬化处理。

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