CN103975085A - 铝合金锻造材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种铝合金锻造材及其制造方法，即使是过量地包含Si并增多Cu、Mn等高强度化元素的含量而使其高强度化且薄壁化了的铝合金锻造材，也能够稳定地得到高强度和高韧性。其特征在于，其是由如下的铝合金构成的铝合金锻造材，所述铝合金包含规定量的Mg、Si、Cu、Fe、Ti和B，还包含规定量的Mn、Cr和Zr中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，在铝合金锻造材的表面测定的、20℃下的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下，所述铝合金锻造材的0.2％屈服强度为360MPa以上，且夏比冲击值为6J/cm2以上。

Description

铝合金锻造材及其制造方法
技术领域
本发明涉及运输机等强度构件，特别是适合用于汽车底盘构件的铝合金锻造材及其制造方法。
背景技术
一直以来，对于车辆、船舶、飞机、摩托车或汽车等运输机的构造材料，使用JIS标准或AA标准中规定的6000系(Al-Mg-Si系)等铝合金。该6000系铝合金相对耐蚀性优异，并且在能够将废料作为6000系铝合金熔解原料再利用的再生性的方面也优异。
另外，对于运输机的构造材料，从制造成本的降低、对复杂形状部件的加工方面出发，可以使用铝合金铸造材料、铝合金锻造材。其中，对于要求更高强度且高韧性等机械性质的强度构件，例如上臂、下臂等汽车底盘构件，主要使用铝合金锻造材。并且，这些铝合金锻造材通过如下步骤制造，将铝合金铸造材料进行均质化热处理后，进行机械锻造、油压锻造等热锻，随后实施熔体化淬火处理、人工时效硬化处理(以下也简称时效处理)等调质处理。需要说明的是，在锻造中，有时也使用将铸造材料均质化热处理后，进行挤压加工而成的挤压材。
近年，对于这些运输机的强度构件，由于低油耗、低CO2排放的要求的提高，因此产生了进一步轻量化(薄壁化)的要求。但是，对于以往使用于这些用途的6061、6151等6000系铝合金锻造材，无论如何都会产生强度(0.2％屈服强度)、韧性不足。
为了解决该问题，本发明人如专利文献1中记载的那样，提出了如下的铝合金锻造材，所述铝合金锻造材包含Mg：0.6～1.8质量％、Si：0.8～1.8质量％、Cu：0.2～1.0质量％、Si/Mg的质量比为1以上，还包含Mn：0.1～0.6质量％、Cr：0.1～0.2质量％和Zr：0.1～0.2质量％中的一种或两种以上，余量由铝和不可避免的杂质构成，最薄壁部的厚度为30mm以下，其中，在人工时效硬化处理后的铝合金锻造材表面测定的导电率为41.0～42.5IACS％，0.2％屈服强度为350MPa以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3766357号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，在专利文献1中记载的铝合金锻造材中，有如下的问题：想要批量生产具有厚度为10mm以下的薄壁部这样的铝合金锻造材时，不能够稳定得到具有0.2％屈服强度为360MPa以上这样的高强度且高韧性的锻造材。
通常，对于6000系铝合金锻造材的批量生产化而言，容许均质化热处理的诸条件、热锻的诸条件有某种程度的幅度和偏差。但是，在过量包含Si并增多Cu、Mn等高强度化元素的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的铝合金锻造材的情况下，通常被容许的所述制造条件的幅度和偏差对锻造材的0.2％屈服强度产生更敏感的影响。其结果是在制造条件范围内，制品锻造材的0.2％屈服强度发生明显偏差，不能够稳定地得到高强度且高韧性的锻造材。
并且，在这样不能够稳定地得到高强度、高韧性的锻造材的情况下，还涉及到所述强度构件用途中的可靠性受损，制品锻造材的合格率降低、制造成本提高的问题。另外，使所述制造条件的幅度等容许范围没必要地缩小来谋求锻造材的0.2％屈服强度、韧性的稳定化，也涉及到提高制造成本的问题。
鉴于上述情况，本发明提供一种即使是过量包含Si并增多Cu、Mn等高强度化元素的含量而使其高强度化且薄壁化了的铝合金锻造材，也能够稳定地得到高强度和高韧性的铝合金锻造材及其制造方法。
用于解决课题的方法
为了解决所述课题，本发明的铝合金锻造材的特征在于，其是由如下的铝合金构成的铝合金锻造材，所述铝合金包含Mg：0.60～1.80质量％、Si：0.80～1.80质量％、Cu：0.20～1.00质量％、Fe：0.05～0.40质量％、Ti：0.001～0.15质量％、B：1～500ppm，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.40质量％和Zr：0.10～0.20质量％中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，其中，在所述铝合金锻造材的表面测定的20℃下的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下，所述铝合金锻造材的0.2％屈服强度为360MPa以上，且夏比冲击值为6J/cm2以上(方案1)。
根据所述构成，通过包含规定量的Mg、Si、Cu、Fe、Ti、B，且包含规定量的Mn等高强度化元素，0.2％屈服强度和夏比冲击值为规定值以上，由此铝合金锻造材的强度、韧性提高。另外，将在铝合金锻造材表面测定的导电率设为规定范围，由此能够使锻造组织中的亚晶粒组织的比例增加，能够保持铝合金锻造材的耐蚀性并且使强度、韧性提高。
另外，对于本发明的铝合金锻造材，优选所述铝合金的Si/Mg的质量比为1以上(方案2)。
根据前述构成，铝合金锻造材的0.2％屈服强度进一步提高。
另外，对于本发明的铝合金锻造材，优选其氢气浓度为0.25ml/100gAl以下(方案3)。
根据所述构成，氢气浓度为规定值以下，由此由氢气引起的气泡等锻造缺陷消失。其结果是破裂的起点减少，因此铝合金锻造材的夏比冲击值提高。
另外，本发明的铝合金锻造材的制造方法的特征在于，其包括如下工序：将所述铝合金熔解制成熔液的熔解工序、以冷却速度10℃/sec以上对所述熔液进行铸造制成铸锭的铸造工序、以升温速度为5℃/min以下，保持温度为450～550℃下对所述铸锭实施均质化热处理的均质化热处理工序、将均质化热处理后的所述铸锭作为锻造原料，对所述锻造原料实施开始温度为460～540℃的热锻的锻造工序、和在所述锻造工序之后，实施520～570℃的熔体化处理和在170～200℃下4～9hr的人工时效硬化处理的调质工序(方案4)。
根据所述顺序，按规定的条件进行各工序，特别是通过以开始温度为460～540℃进行锻造工序，锻造组织中的亚晶粒组织的比例增加，且锻造组织的晶界增加，因此促进Mg2Si的析出。其结果是，在人工时效硬化处理后的铝合金锻造材的表面测定的导电率达到规定的范围。
即，本发明人等发现：在过量包含Si并增多Cu、Mn等高强度化元素的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的铝合金锻造材中，在铝合金锻造材表面测定的导电率(以下称为表面的导电率)与锻造材的0.2％屈服强度更紧密相关。
一直以来，即使并非6000系铝合金锻造材，铝合金材表面的导电率表示铝合金材的组织状态，与铝合金材的0.2％屈服强度紧密相关的情况本身是已知的。但是，在通常的6000系铝合金锻造材中，铝合金锻造材表面的导电率与0.2％屈服强度的关系呈平缓的直线状。并且，在该相关关系中，铝合金锻造材表面的导电率只要不是在很大程度上明显改变，导电率对铝合金锻造材的0.2％屈服强度的影响是比较小的。
相对与此，在过量包含Si并增多Cu、Mn等的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的6000系铝合金锻造材中，显示出如下的特异现象，即在表面的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下时，0.2％屈服强度显示出极大化倾向，导电率在该范围外时，铝合金锻造材的0.2％屈服强度急剧降低。
因此，对于使所述0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的6000系铝合金锻造材而言，由所述制造条件的幅度、偏差所致的铝合金锻造材表面的导电率的幅度、偏差对锻造材的0.2％屈服强度产生更敏感的影响。其结果是如上所述那样，在通常容许的制造条件的幅度、偏差的范围内，即会导致制品锻造材的0.2％屈服强度发生明显偏差，且不能够稳定地得到0.2％屈服强度为360MPa以上的锻造材的问题。
在本发明中，利用所述现象，通过使铝合金锻造材表面的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下，从而能够保证且稳定地得到360MPa以上的Al合金锻造材的0.2％屈服强度。换言之，只要是达到铝合金锻造材表面的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACA％以下的范围这样的制造条件，就能够稳定地得到0.2％屈服强度为360MPa以上的锻造材。
发明效果
根据本发明能够提供如下的铝合金锻造材及其制造方法，该锻造材即使是过量包含Si并增多Cu、Mn等高强度化元素的含量使其高强度化且薄壁化了的铝合金锻造材，也能够保持耐蚀性且稳定得到高强度和高韧性。因此，在能够实现铝合金锻造材向用于运输机的用途扩大方面，具有很大的工业价值。
附图说明
图1是表示用于抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率的测定的试验片的主视图。
图2是表示用于夏比冲击值的测定的试验片，(a)为侧视图，(b)为主视图，(c)是(b)的缺口部的放大图。
图3表示用于应力腐蚀裂纹试验的试验片，(a)为侧视图，(b)为主视图。
具体实施方式
首先，对本发明的铝合金锻造材(以下记为Al合金锻造材)进行说明。在本发明的Al合金锻造材中，为了保证并稳定地得到360MPa以上的0.2％屈服强度，将后述的人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面在20℃下的导电率设为超过42.5IACS％且46.0IACS％以下的范围。
(在20℃下的导电率：超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下)
按照本发明，在过量包含Si并增多Cu、Mn等的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的Al合金锻造材中，若Al合金锻造材表面在20℃下的导电率为42.5IACS％以下或者超过46.0IACS％，则不能够得到在0.2％屈服强度方面为360MPa以上的高强度。
需要说明的是，对于Al合金锻造材的导电率而言，不仅是Al合金锻造材表面的导电率，即使在Al合金锻造材内部(包含中心部)的导电率也显示与表面的导电率相同的倾向。表面的导电率易于测定，因此在本发明中选择Al合金锻造材表面的导电率这一项。
关于测定导电率的Al合金锻造材，对人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面进行机械研磨0.05～0.1mm左右之后、或蚀刻数μm左右之后，通过例如涡流式导电率测定装置(GE检测技术·日本公司制造Hocking AUTOSIGMA3000DL)等测定其表面的导电率。并且，装置、探测器、标准片、测定对象(Al合金锻造材)放置至相同的检查区域以使温度相同，在检查前用接触温度计测定并确认Al合金锻造材的温度为气氛温度±1℃。另外，作为本发明的导电率，使用Al合金锻造材的温度为20℃时的测定值或换算值。需要说明的是，下面将“在20℃下的导电率”作为“导电率”。
Al合金锻造材表面的导电率表示Al合金的各合金元素量和它们的分散状态、结晶粒度等的组织的综合状态。而且，除这些材料因素之外，还表示制造条件的因素全部被考虑在内的汇总的冶金状态。
因此，对于过量包含Si并增多Cu、Mn等的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的Al合金锻造材而言，即使每个Al合金的各合金元素量或均质化热处理的保持温度、热锻的开始温度等大体条件一致，Al合金锻造材表面的导电率也不一定相同。
作为制造条件对于人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率而言的的影响因素，除所述温度条件等之外，还有铸造时的冷却速度、铸锭的均质化热处理时的升温速度、保持时间或冷却速度、机械锻造、油压锻造等的热锻机种类和锻造次数、各次锻造时的加工率调配、锻造结束温度条件、熔体化处理、淬火处理、人工时效硬化处理的温度、时间条件等更细的层面。
在过量包含Si并增多Cu、Mn等的含量，使0.2％屈服强度高强度化至360MPa以上且薄壁化了的Al合金锻造材中，这些细小层面上的条件的不同，会对Al合金锻造材表面的导电率造成较大影响。
因此，假设在上述大体的材料条件、制造条件一致时，只要Al合金锻造材表面的导电率为相同，则反倒不产生作为本发明的技术课题的想要批量生产时的0.2％屈服强度的偏差的问题。
(0.2％屈服强度：360MPa以上且夏比冲击值：6J/cm2以上)
在本发明中，Al合金锻造材的0.2％屈服强度为360MPa以上且夏比冲击值为6J/cm2以上。
通过Al合金锻造材的0.2％屈服强度为360MPa以上且夏比冲击值为6J/cm2以上，由此使Al合金锻造材具有高强度和高韧性，并能够将Al合金锻造材用作汽车、船舶等运输机的构造材或者部件用途。
对本发明的Al合金锻造材中的化学成分组成进行说明。本发明的Al合金锻造材的化学成分组成由Al-Mg-Si系(6000系)Al合金构成，作为汽车、船舶等运输机的构造材或者部件用途，以保证高强度、高韧性和耐应力腐蚀裂纹性等高耐久性的方式进行规定。另外，本发明的Al合金锻造材的化学成分组成是规定锻造材表面的导电率的主要因素之一。
为此，本发明的Al合金锻造材的化学成分组成如下，包含Mg：0.60～1.80质量％、Si：0.80～1.80质量％、Cu：0.20～1.00质量％、Fe：0.05～0.40质量％、Ti：0.001～0.15质量％、B：1～500ppm，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.40质量％和Zr：0.10～0.20质量％中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成。
需要说明的是，本发明的Al合金锻造材的化学成分组成即使不按照6000系Al合金的JIS等各成分标准，在不阻碍所述本发明的诸特性的范围内，用于进一步提高特性、附加其它特性而适当包含其它元素等成分组成的改变是被适当容许的。另外，因熔解原料废料等而必然被混入不可避免的杂质，也由于不阻碍本发明的锻造材的品质而被容许。
接着，对于本发明的Al合金锻造材的化学成分组成的各元素的含量，对于临界的意义、优选范围进行说明。
(Mg：0.60～1.80质量％)
Mg是通过人工时效硬化处理，与Si一同作为Mg2Si(β’相)析出，且用于对Al合金锻造材赋予高的0.2％屈服强度的必需元素。若含有不足0.60质量％的Mg，则时效硬化量降低，对于Al合金锻造材来说，不仅高的0.2％屈服强度减低，而且重要的夏比冲击值(以下作为韧性)、耐蚀性降低。另一方面，若含有超过1.80质量％的Mg，则0.2％屈服强度变得过高而阻碍铸锭的锻造性。另外，后述的熔体化处理后的淬火过程中容易析出大量的Mg2Si，存在于晶界上的Mg2Si或Al、Si、Mn、Cr、Zr、Fe选择性结合的Al-Fe-Si-(Mn，Cr，Zr)系金属间化合物的平均粒径不变小，且这些金属间化合物彼此的平均间隔不会增大。其结果是使Al合金锻造材的耐蚀性降低。另外，若Mg含量与该范围相比过多，则通过调整制造条件难以使Al合金锻造材表面的导电率达到超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下的范围。因此，Mg的含量为0.60～1.80质量％的范围。
(Si：0.80～1.80质量％)
Si也与Mg一起通过人工时效硬化处理，作为Mg2Si(β’相)析出，是用于对Al合金锻造材赋予高的0.2％屈服强度的必需元素。若含有不足0.80质量％的Si，则时效硬化量降低，Al合金锻造材的0.2％屈服强度降低并且耐蚀性降低。另一方面，若含有超过1.80质量％的Si，则铸造时和熔体化处理后的淬火过程中，粗大的单质Si粒子形成。另外，若过量Si变得过多，存在于晶界上的Mg2Si、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的平均粒径不会变小，这些金属间化合物彼此的平均间隔不会增大。其结果与所述Mg同样，使Al合金锻造材的耐蚀性和韧性降低。还使Al合金锻造材的伸长率变低等，也阻碍加工性。另外，若Si含量与该范围相比过多，则通过调整制造条件难以使Al合金锻造材表面的导电率达到超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下的范围。因此，Si的含量为0.80～1.80质量％的范围。
(Cu：0.20～1.00质量％)
Cu除了利用固溶强化有助于0.2％屈服强度的提高外，在人工时效硬化处理时，具有明显促进Al合金锻造材的时效硬化的效果。若Cu的含量不足0.20质量％，则不能够期待这些效果，所以0.2％屈服强度降低。另外，为了能够稳定地得到这些效果，优选Cu的含量为0.30质量％以上。另一方面，Cu的含量超过1.00质量％时，使Al合金锻造材的组织的应力腐蚀裂纹、晶界腐蚀的敏感性显著提高，使Al合金锻造材的耐蚀性降低。另外，若Cu含量与该范围相比过多，则通过调整制造条件难以使Al合金锻造材表面的导电率达到超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下的范围。因此，Cu的含量为0.20～1.00质量％，优选为0.30～1.00质量％的范围。
(Fe：0.05～0.40质量％)
Fe是为了使Al合金锻造材的韧性提高而添加的元素。但是，Fe生成Al7Cu2Fe、Al12(Fe，Mn)3Cu2、(Fe，Mn)Al6或在本发明中成为问题的粗大的Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系的金属间化合物。这些金属间化合物成为破裂的起点，使韧性和疲劳特性等劣化。特别是若Fe的含量超过0.40质量％，更严格地若超过0.35质量％，则存在于晶界上的Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的平均粒径变大，另外，金属间化合物彼此的平均间隔变小。其结果是韧性降低。另一方面，若含有的Fe不足0.05质量％，则产生铸造时的裂纹、异常组织等。因此，Fe的含量为0.05～0.40质量％。更优选为0.05～0.35质量％。
(Ti：0.001～0.15质量％)
Ti是用于将铸锭的晶粒微细化，使挤压、轧制、锻造时的加工性提高的添加元素。但是，若含有Ti不足0.001质量％，则不能够得到加工性提高的效果。另一方面，若含有Ti超过0.15质量％，则形成粗大的金属间化合物，所述加工性降低。因此，含有时的Ti的含量为0.001～0.15质量％的范围。
(B：1～500ppm)
B与Ti相同，是用于将铸锭的晶粒微细化，使挤压、轧制、锻造时的加工性提高的添加元素。但是，若含有B不足1ppm，则不能够得到该效果。另一方面，若含有超过500ppm，则仍然形成粗大的金属间化合物，所述加工性降低。因此，含有时的B的含量为1～500ppm的范围。
(Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.40质量％和Zr：0.10～0.20质量％中的一种或两种以上)
这些元素在均质化热处理时及随后的热锻时，生成Fe、Mn、Cr、Zr、Si、Al等根据其含量选择性地结合的Al-Mn系、Al-Cr系、Al-Zr系金属间化合物，即被总称为(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系的分散粒子(分散相)。
这些分散粒子有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，因此能够防止在锻造工序中的界面组织的ST方向的平均结晶粒径的粗大化，并且遍布本发明的Al合金锻造材整体，能够得到微细的晶粒、亚晶粒。另外，还可以预见Mn、Cr、Zr由固溶所带来的0.2％屈服强度的增大。
本发明的铝合金包含Mn、Cr和Zr中的一种或两种以上，含有时的元素含量在所述范围内。若Mn、Cr、Zr的含量过少，则不能够期待所述效果，另一方面，过量含有这些元素，在熔解、铸造时容易生成粗大的Al-Fe-Si-(Mn，Cr，Zr)系的金属间化合物，成为破裂的起点，并成为使Al合金锻造材的导电率、0.2％屈服强度、韧性和耐蚀性的至少一者降低的原因。由此，这些元素分别在Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.40质量％和Zr：0.10～0.20质量％的范围含有一种或两种以上。
(不可避免的杂质)
作为不可避免的杂质，能够预想到的有Zn、Be、V等元素，但任何一种均容许在不阻碍本发明的特征的水平下含有。具体地，对于这些不可避免的杂质的元素，必须每种元素的含量分别为0.05质量％以下，合计的含量为0.15质量％以下。
(Si/Mg的质量比：1以上)
对于本发明的铝合金而言，优选Si/Mg的质量比为1以上。以前述各含量范围为前提，通过使Si/Mg的质量比为1以上，进一步提高0.2％屈服强度。若Si/Mg的质量比1不足，则不能够得到0.2％屈服强度进一步提高效果。
另外，对于本发明的Al合金锻造材而言，优选将其氢气浓度规定为以下的范围。
(氢气：0.25ml/100gAl以下)
对于氢气(H2)而言，特别是Al合金锻造材的加工度变小时，容易产生氢气引起的气泡等锻造缺陷，成为破裂的起点，因此韧性、疲劳特性容易降低。并且，在高强度化的运输机的构造材等中，氢带来的影响特别大。因此，优选氢气为0.25ml/100gAl以下的尽可能少的含量。
接着，对本发明的Al合金锻造材的制造方法进行说明。本发明的制造方法包含熔解工序、铸造工序、均质化热处理工序、锻造工序和调质工序。本发明的Al合金锻造材的制造本身是通过制造条件的调整来将Al合金锻造材表面的导电率控制为超过42.5IACS％且46.0IACS％以下的范围，控制0.2％屈服强度和韧性，除此以外可以通过常规方法制造。下面，对于将所述导电率设为范围内等使Al合金锻造材的特性提高的各工序的条件进行说明。
(熔解工序)
熔解工序是将所述化学成分组成的Al合金熔解制成熔液的工序。
(铸造工序)
铸造工序是将熔解制备成所述化学成分组成的熔液进行铸造制成铸锭的工序。并且适当选择连续铸造轧制法、半连续铸造法(DC铸造法)、热顶铸造法等通常的熔解铸造法来铸造。需要说明的是，铸锭的形状包括圆棒等铸块、板坯形状等，没有特别的限制。
另外，为了将铸锭的晶粒微细化并且使存在于晶界上的Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的平均粒径减小，且使金属间化合物彼此的平均间隔增大，将熔液以10℃/sec以上的冷却速度冷却并制成铸锭。若冷却速度慢，则不能够使存在于晶界上的Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的平均粒径减小，且不能够使金属间化合物彼此的平均间隔增大。其结果是人工时效硬化处理后的Al合金锻造材的0.2％屈服强度降低。在此，熔液的冷却速度是从液相线温度至固相线温度的平均冷却速度。
(均质化热处理工序)
均质化热处理工序是对所述铸锭实施规定的均质化热处理的工序。并且，以升温速度5℃/min以下，保持温度450～550℃对铸锭实施均质化热处理。
若保持温度过高而超过550℃，则所述(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系分散粒子本身粗大化，分散粒子本身的数量也不足。并且，不能够使微细的分散粒子较多地分散存在于晶粒内，不能够得到晶粒微细化。其结果是人工时效硬化处理后的Al合金锻造材的0.2％屈服强度降低。
另一方面，若保持温度过低而不足450℃，所述(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系分散粒子的析出数变少，分散粒子本身的数量不足。另外，不能够使Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物充分地固溶，不能够使后述的调质工序后的Al合金锻造材的存在于组织的晶界上的Mg2Si、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的平均粒径减小，难以使这些金属间化合物彼此的平均间隔增大。其结果是不能够将人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率控制在超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下的范围(以下记为本发明范围)。
需要说明的是，为了保持人工时效硬化处理后的Al合金锻造材的0.2％屈服强度，使对保持温度的升温速度慢至5℃/min以下。另外，在保持温度下的保持时间优选2hr以上。还有，在均质化热处理中可以适当使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。在此，铸锭的升温速度为从室温至到达保持温度的平均升温速度。
(锻造工序)
锻造工序是使用均质化热处理后的所述铸锭作为锻造原料，通过机械锻造、油压锻造等对铸锭实施热锻的工序。此时，锻造原料的热锻的开始温度为460～540℃。若开始温度不足460℃，则锻造组织中的亚晶粒组织的比例减少，锻造组织的晶界减少，因此Mg2Si的析出被抑制。其结果是不能够将人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率控制到本发明范围内，0.2％屈服强度降低。另一方面，若开始温度超过540℃时，有时通过锻造时的加工发热而组织的一部分熔融，不能够将导电率控制到本发明范围内，0.2％屈服强度和耐蚀性降低。
另外，从使导电率进入本发明范围内的观点出发，锻造原料的热锻的结束温度优选为350～540℃。还有，为了消除残留于Al合金锻造材的铸造组织，使0.2％屈服强度和韧性进一步提高，也可以使用将铸锭均质化热处理后进行挤压、轧制加工的材料作为锻造原料。
并且，为了使锻造原料的热锻的结束温度为350～540℃，有必要设法在热锻之前实施再加热或使用能够保持于高温的模具等。
需要说明的是，为了将人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率容易地符合于本发明范围内，优选热锻以机械锻造方式进行，还优选锻造次数在3次以内进行。另外，Al合金锻造材的形状有接近最终制品形状的近净形状(near net shape)等，没有特别的限制。
(调质工序)
调质工序是为了得到Al合金锻造材所需要的0.2％屈服强度、韧性和耐蚀性，在锻造工序之后进行熔体化处理和人工时效硬化处理的工序。调质工序具体是T6(在520～570℃的熔体化处理后，得到最大强度的人工时效硬化处理)、T7(所述熔体化处理后，超过得到最大强度的人工时效硬化处理条件而进行过量时效处理)、T8(所述熔体化处理后进行冷加工，进而得到最大强度的人工时效硬化处理)等。
熔体化处理在保持温度：520～570℃的范围内进行。若该保持温度过低，则熔体化不足，Mg2Si的固溶变得不充分，不能够将导电率控制到本发明范围内，0.2％屈服强度降低。另外，若保持温度过高，则局部熔融而发生晶粒粗大化，0.2％屈服强度降低。需要说明的是，对于熔体化处理的保持时间、升温速度而言，为了保证0.2％屈服强度，优选保持时间为20分钟～20小时，升温速度为100℃/hr以上。在此，Al合金锻造材的升温速度是从熔体化处理的投入时温度到达保持温度的平均升温速度。
需要说明的是，在熔体化处理后也可以进行淬火处理。并且，淬火处理通过在水中、温熔液中的冷却来进行，对于冷却速度而言，为了防止韧性、疲劳特性的降低，优选以40℃/sec以上进行。另外，在熔体化处理中可以适当使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。
对于人工时效硬化处理而言，其温度和时间对人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率有明显影响。由此，需要在考虑到之前的制造历程的基础上，选择用以得到将导电率符合于本发明范围内所需要的0.2％屈服强度，而且还需要选择用于得到所需要的韧性、耐蚀性的条件。这一点根据合金元素量、至人工时效硬化处理为止的制造历程(条件)而不同，需要在每个制造工序、制造设备方面的确认，为了使人工时效硬化处理后的Al合金锻造材表面的导电率为本发明范围内，人工时效硬化处理在考虑到作为所述T6、T7、T8的调质处理材的条件(最大强度)，同时从170～200℃×4～9hr的范围进行选择。需要说明的是，在人工时效硬化处理中，可以适当使用空气炉、感应加热炉、油浴等。
另外，本发明的制造方法优选在熔解工序和铸造工序之间包含脱气工序。
(脱气工序)
脱气工序是从在熔解工序已熔解的熔液中除去氢气(脱气处理)，将铝合金100g中的氢气浓度控制至0.25ml以下的工序。并且，优选氢气的除去在用于调整熔液的成分、除去夹杂物的保持炉中进行，通过将熔液熔融、氯精炼或联机精炼来进行，对脱氢气装置使用旋转喷嘴惰性浮选(SNIF；Spining Nozzle Inert Floatation)或多孔塞(porous plug)(参照日本特开2002-146447号公报)，通过向熔液喷吹氩等的惰性气体而除去氢气。
在此，氢气浓度的确认是通过测定铸造工序中制造的铸锭或锻造工序中制造的锻造材的氢气浓度来进行。并且，铸锭的氢气浓度可以通过如下方法求得，例如，从均质化热处理前的铸锭裁切出样品，用醇和丙酮进行超声波清洗，然后通过例如惰性气体气流融解热导系数法(LIS A06-1993)测定该清洗后的样品并求得。另外，锻造材的氢气浓度可以通过如下方法求得，例如，从锻造材裁切出样品，浸渍于NaOH溶液后，用硝酸除去表面的酸化皮膜，用醇和丙酮进行超声波清洗，然后通过例如真空加热提取容量法(LIS A06-1993)测定该清洗后的样品并求得。
另外，本发明的制造方法也可以在锻造工序之前设置基于辊锻机等的预压料锭工序。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。利用热顶铸造法将在表1示出的化学成分组成的Al合金铸锭(φ68mm直径×580mm长的圆棒)通过20℃/sec的冷却速度进行铸造。并且，将该铸锭按升温速度5℃/min以550℃×4hr进行均质化热处理。
进而，以表2中示出的锻造开始温度、锻造结束温度，通过使用上下模具的机械锻造以合计的锻造加工率达到75％的方式进行3次热锻，由此制造了汽车底盘构件形状的Al合金锻造材。该锻造材的最薄壁部的厚度为6mm。
接着，用空气炉在550℃将Al合金锻造材进行1hr的熔体化处理，然后进行水冷(水淬火)，继而用空气炉在190℃进行了5hr的人工时效硬化处理。
并且，从所述Al合金锻造材采集3个试验片，如表2所示，进行表面的导电率、作为强度指标的抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率等拉伸特性、作为韧性指标的夏比冲击值(机械的性质)的调查。另外，表2的各值表示各3个采集试验片的平均值。并且，抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率的测定是从Al合金锻造材采集图1中示出的试验片S1，依据JISZ2241的规定进行。另外，夏比冲击值是从Al合金锻造材采集图2中示出的试验片S2，并依据JISZ2242的规定进行。需要说明的是，0.2％屈服强度为360MPa以上，夏比冲击值为6J/cm2以上时为良好。
另外，另行从Al合金锻造材采集图3中示出的C环试验片S3，进行应力腐蚀裂纹试验。应力腐蚀裂纹试验条件是使用所述C环试验片S3，依据ASTMG47的交互浸渍法的规定进行。试验条件是在试验片S3LT方向的负载有屈服强度的75％的应力的状态，对C环试验片S3反复进行90天的相对于盐水的浸渍和牵拉，确认是否发生试验片的应力腐蚀裂纹。发生应力腐蚀裂纹的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为×(不良)，未发生应力腐蚀裂纹，但是发生导致应力腐蚀裂纹的可能性高的晶界腐蚀的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为△(略微不良)，未发生应力腐蚀裂纹、晶界腐蚀(包含表面的整面腐蚀)的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为○(良好)，将其结果示于表2中。
如表1、表2所示，满足本发明的范围的Al合金锻造材(No.1～10，10A～10H：实施例)0.2％屈服强度、夏比冲击值和耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，不满足本发明的范围的Al合金锻造材(No.11～34：比较例)0.2％屈服强度、夏比冲击值和耐应力腐蚀裂纹性的任意一项均差。
具体地，No.11由于Mg含量不足下限值，因此夏比冲击值和耐应力腐蚀裂纹性差。No.12由于Mg含量超过上限值，因此导电率不足下限值，耐应力腐蚀裂纹性差。No.13由于Si含量不足下限值，因此0.2％屈服强度、耐应力腐蚀裂纹性差。No.14由于Si含量超过上限值，因此导电率不足下限值，夏比冲击值和耐应力腐蚀裂纹性差。No.15由于Cu含量不足下限值，因此0.2％屈服强度差。No.16由于Cu含量超过上限值，因此导电率不足下限值，耐应力腐蚀裂纹性差。No.17由于Mg、Si和Cu的含量超过上限值，因此导电率不足下限值，夏比冲击值和耐应力腐蚀裂纹性差。
No.18由于不含有Mn、Cr和Zr，因此0.2％屈服强度差。No.19由于Mn含量超过上限值，因此导电率不足下限值，而0.2％屈服强度差。No.20由于Cr含量超过上限值，因此0.2％屈服强度和耐应力腐蚀裂纹性差。No.21由于Zr含量超过上限值，因此0.2％屈服强度和耐应力腐蚀裂纹性差。No.22由于Mn、Cr和Zr的含量超过上限值，因此导电率不足下限值，而0.2％屈服强度差。
No.23虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于铸造时的冷却速度不足下限值，因此0.2％屈服强度差。No.24虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于均质化热处理时的升温速度超过上限值，因此0.2％屈服强度差。No.25虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于均质化热处理时的保持温度超过上限值，因此0.2％屈服强度差。No.26是专利文献1的Al合金锻造材，虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于锻造开始温度不足下限值，因此导电率不足下限值，0.2％屈服强度差。No.27虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于锻造开始温度超过上限值，因此导电率超过上限值，0.2％屈服强度和耐应力腐蚀裂纹性差。No.28虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于熔体化处理温度不足下限值，因此导电率超过上限值，而0.2％屈服强度差。No.29虽然化学成分组成满足本发明的范围，但是由于人工时效硬化处理温度超过上限值，因此导电率超过上限值，0.2％屈服强度差。
No.30由于Fe含量超过上限值，因此夏比冲击值差。No.31由于Fe含量不足下限值，因此在铸造时发生裂纹而不能锻造。No.32由于Ti含量超过上限值，因此夏比冲击值差。No.33由于B含量超过上限值，因此夏比冲击值差。No.34由于不含有Ti和B，因此铸造组织变粗大，在锻造时发生裂纹。
符号说明
S1…试验片
S2…试验片
S3…试验片

Claims (4)

1.一种铝合金锻造材，其特征在于，其是由如下的铝合金构成的铝合金锻造材，所述铝合金包含Mg：0.60～1.80质量％、Si：0.80～1.80质量％、Cu：0.20～1.00质量％、Fe：0.05～0.40质量％、Ti：0.001～0.15质量％、B：1～500ppm，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.40质量％和Zr：0.10～0.20质量％中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，
在所述铝合金锻造材的表面测定的、20℃下的导电率超过42.5IACS％且为46.0IACS％以下，所述铝合金锻造材的0.2％屈服强度为360MPa以上，且夏比冲击值为6J/cm2以上。
2.根据权利要求1所述的铝合金锻造材，其特征在于，所述铝合金的Si/Mg的质量比为1以上。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金锻造材，其特征在于，所述铝合金锻造材的氢气浓度为0.25ml/100gAl以下。
4.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，其是权利要求1或2所述的铝合金锻造材的制造方法，所述方法包括：
熔解工序：将所述铝合金熔解制成熔液，
铸造工序：以冷却速度10℃/sec以上对所述熔液进行铸造制成铸锭，
均质化热处理工序：以升温速度为5℃/min以下、保持温度为450～550℃的条件下对所述铸锭实施均质化热处理，
锻造工序：以均质化热处理后的所述铸锭作为锻造原料，对所述锻造原料实施开始温度为460～540℃的热锻，以及
调质工序：在所述锻造工序之后，实施520～570℃的熔体化处理和在170～200℃的4～9hr的人工时效硬化处理。
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