CN106062225B - 铝合金制塑性加工品的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明得到形成了耐腐蚀性及其强度、屈服强度、伸长率等机械特性良好的铝的组织状态的铝合金制塑性加工品。一种铝合金制塑性加工品，具备截面为大致H字形或大致U字形的塑性加工部，所述塑性加工部包含通过塑性加工而形成的减薄区域(22)、和在该减薄区域(22)的两端形成的拱肋区域(21)，塑性加工部(2)具有应变部位(23)，该应变部位(23)内部存在因塑性加工而产生的最大为4.0mm/mm的当量应变，该应变部位(23)在减薄区域(22)与拱肋区域(21)的边界中，位于塑性加工部(2)的表面附近，由没有再结晶化的铝(元素符号：Al)的未再结晶组织N构成、或者由未再结晶组织N和虽然再结晶化但其晶粒为500μm以下的铝的微细结晶组织M构成。

Description

铝合金制塑性加工品的制造方法
技术领域
本发明涉及由Al-Mg-Si系铝合金的铸锭制造出的铝合金制塑性加工品、其制造方法和汽车用部件。
背景技术
近年来，由Al-Mg-Si系铝合金的铸锭制造出的铝合金制塑性加工品被用作车辆、船舶、航空器、汽车或摩托车等运输设备的结构材料(部件)。这是由于Al-Mg-Si系铝合金的加工性优异、强度高且具备耐腐蚀性。
例如，作为Al-Mg-Si系铝合金之一的A6061，常用于悬臂等汽车部件。但是，出于车身的轻量化的目的，需要比A6061更轻的材料。为了应对该情况，尝试通过Al-Mg-Si铝系合金的高强度化，来减少所需的合金量。
例如，为了谋求Al-Mg-Si系铝合金的高强度化，尝试使Si量过剩、或增加Cu元素的添加量。特别是Cu元素的添加量的增加会促进Mg2Si的析出，因此强度提高，并且，Cu元素固溶于基体而使强度提高，因此在高强度化方面有可能成为有效的手段。但是，如果Cu元素量变为0.05％以上，则晶界腐蚀的敏感性变高，因此在腐蚀环境下使用Al-Mg-Si系铝合金时，有可能引起应力腐蚀开裂。
作为现有技术，已知添加铬、锰、锆等过渡元素，使晶体粒径、结晶产物微细化，由此防止晶界腐蚀、应力腐蚀开裂，谋求Al-Mg-Si系铝合金的耐腐蚀性的提高。
例如，以提供高强度高韧性铝合金锻造材料为目的，下述专利文献1中公开了以下内容。
一种铝合金锻造材料，包含Mg：0.6～1.6％(质量％，以下相同)、Si：0.6～1.8％、Cu：0.05～1.0％，并且将Fe控制为0.30％以下，包含Mn：0.15～0.6％、Cr：0.1～0.2％、Zr：0.1～0.2％的一种或两种以上，进而，氢：0.25cc/100gAl以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，将以10℃/秒以上的冷却速度铸造成的铝合金铸锭在530～600℃的温度下进行均质化热处理后，进行热态锻造制成锻造材料，使该锻造材料的铝合金组织中的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系的结晶产物的合计的面积率为单位面积1.5％以下。
另外，以提供高强度高韧性、且耐腐蚀性、耐久性优异的铝合金锻造材料为目的，下述专利文献2公开了以下内容。
一种铝合金锻造材料，包含Mg：0.6～1.8％(质量％，以下相同)、Si：0.6～1.8％，还包含Cr：0.1～0.2％和Zr：0.1～0.2％的一种或两种，并且分别控制为Cu：0.25％以下、Mn：0.05％以下、Fe：0.30％以下、氢：0.25cc/100gAl以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，使铝合金组织的晶界上存在的Mg2Si、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系结晶析出物(结晶产物、析出物)的平均粒径为1.2μm以下，并且使这些结晶析出物彼此的平均间隔为3.0μm以上。
这些Al-Mg-Si系铝合金材料，具有通过使晶体粒径、结晶产物微细化而防止晶界腐蚀，抑制应力腐蚀开裂的发生的性能。但是，由于Cu元素的添加量的增加，导致耐腐蚀性恶化，从而无法抑制产生的腐蚀减量。因此，如果使包含这些Al-Mg-Si系铝合金材料的塑性加工品变薄、轻量化，则强度会根据因腐蚀减量而变薄的壁厚的程度切实地降低，使耐久性恶化。即，这些Al-Mg-Si系铝合金材料，具有不适合于在严酷的腐蚀环境中使用这样的问题。
另外，以即使是增加合金元素量而高强度化、并且变薄了的强度部件用锻造材料，也可稳定得到350MPa以上的0.2％屈服强度的6000系铝合金锻造材料和锻造用材料为目的，下述专利文献3公开了以下内容。
一种铝合金锻造材料，包含Mg：0.6～1.8％(质量％，以下相同)、Si：0.8～1.8％、Cu：0.2～1.0％，Si/Mg的质量比为1以上，还包含Mn：0.1～0.6％、Cr：0.1～0.2％和Zr：0.1～0.2％的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，使人工时效硬化处理后的铝合金锻造材料的表面的导电率为41.0～42.5IACS％。
在先技术文献
专利文献1：日本特开2000-144296号公报
专利文献2：日本特开2001-107168号公报
专利文献3：日本特开2004-43907号公报
发明内容
发明人发现，对因塑性加工而施加了加工应变的铝合金进行固溶处理，由此产生的铝的再结晶组织的形态，会对Al-Mg-Si系铝合金制塑性加工品的强度、屈服强度和伸长率等各种性能带来影响。即，已知如果通过固溶处理而使铝具有粗大地再结晶化的粗大再结晶组织的形态，则Al-Mg-Si系铝合金制塑性加工品的强度、屈服强度和伸长率等各种性能有降低的倾向。另外，已知铝合金材料的铸造时的组织状态，通过在施加了加工应变后也进行维持，可得到优选的强度、屈服强度和伸长率等各种性能。
并且，查明了作为Al-Mg-Si系铝合金材料中所含的过渡金属的铬、锰、铁等的析出物的存在及其种类，会对铝的再结晶化带来影响。这是由于在铝的再结晶化时发生的晶界的移动被这些过渡金属的析出物阻碍等的影响而导致的。
本发明是鉴于上述状况而提出的，涉及一种Al-Mg-Si系铝合金制塑性加工品，即使在施加了加工应变后进行固溶处理也会形成并维持优选的铝的组织状态，由此能够得到强度、屈服强度和伸长率等良好的性能。并且，本发明的目的是提供高强度化并且耐腐蚀性提高、能够变薄而切实地轻量化的Al-Mg-Si系铝合金制塑性加工品、其制造方法和汽车用部件。
为达成上述目的，本发明提供一种铝合金制塑性加工品，其具备截面为大致H字形或大致U字形的塑性加工部，所述塑性加工部包含通过塑性加工而形成的减薄区域、和在该减薄区域的两端形成的拱肋区域，所述铝合金制塑性加工品的特征在于，在所述塑性加工部具有应变部位，所述应变部位的内部存在因所述塑性加工而产生的最大为4.0mm/mm的当量应变，所述应变部位位于所述减薄区域与所述拱肋区域的边界、且所述塑性加工部的表面附近，所述应变部位由没有再结晶化的铝(元素符号：Al)的未再结晶组织构成、或者由所述未再结晶组织和虽然再结晶化但其晶粒为500μm以下的所述铝的微细结晶组织构成。
上述铝合金制塑性加工品的特征在于，组成中含有0.15～0.5质量％的铜(元素符号：Cu)、0.8～1.15质量％的镁(元素符号：Mg)、0.95～1.15质量％的硅(元素符号：Si)、0.4～0.6质量％的锰(元素符号：Mn)、0.2～0.3质量％的铁(元素符号：Fe)、0.11～0.19质量％的铬(元素符号：Cr)、0.25质量％以下的锌(元素符号：Zn)、0.05质量％以下的锆(元素符号：Zr)、0.012～0.035质量％的钛(元素符号：Ti)、0.0001～0.03质量％的硼(元素符号：B)，余量包含铝和不可避免的杂质，在以x(cm)表示所述拱肋区域的宽度方向长度、以y(cm)表示所述减薄区域的高度方向长度、以z(cm)表示所述拱肋区域的高度方向长度时，所述锰的含量(质量％)满足下述[数1]的关系式。
[数1]
锰(质量％)＝0.4α{z/(x+y)+0.25}
其中，z/(x+y)≥0.65
α＝0.8～0.9
另外，上述铝合金制塑性加工品的特征在于，是汽车用部件。
并且，本发明提供一种制造上述铝合金制塑性加工品的铝合金制塑性加工品的制造方法，其特征在于，实施熔化铸造，对所述熔化铸造中得到的铸造品实施均质化处理和塑性加工，然后实施固溶化处理、水淬火处理和人工时效硬化处理。
上述制造方法的特征在于，所述人工时效硬化处理的时效处理温度为170℃～210℃，时效处理时间为0.5小时～18小时。
上述制造方法的特征在于，所述固溶处理的固溶处理温度为520℃～560℃，所述水淬火处理的水淬火处理温度为70℃以下。
上述制造方法的特征在于，所述塑性加工是选自挤压加工、锻造加工和轧制加工中的1种或2种以上的组合。
另外，本发明的特征是采用上述铝合金制塑性加工品的制造方法而得到的。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品，即使在因塑性加工而施加了加工应变后进行固溶处理，也会形成和维持优选的铝的组织状态，因此在其强度、屈服强度和伸长率等方面能够得到良好的性能。具体而言，能够得到抗拉强度为380MPa以上、0.2％屈服强度为350MPa以上、伸长率为10.0％以上这样的良好性能。另外，也没有发现浸渍于规定的腐蚀液中时的开裂等，耐腐蚀性优异。因此，高强度化、耐腐蚀性提高、并可以变薄，从而能够减少所需的合金量而切实地轻量化。因此，能够扩大Al-Mg-Si系合金制塑性加工品的用途，例如，在强烈追求轻量化的运输设备用途方面，能够很好地用于汽车用部件。
附图说明
图1是概略地表示作为本发明涉及的铝合金制塑性加工品一例的悬臂的外观的说明图，(a)是表示所谓的直线臂的外观的概略说明图，(b)是表示所谓的A臂的外观的概略说明图。
图2是概略地表示作为本发明涉及的铝合金制塑性加工品一例的悬臂的纵截面的说明图，(a)是对其截面为大致H字形的情况进行说明的概略说明图，(b)是对其截面为大致U字形的情况进行说明的概略说明图。
图3是表示关于本发明涉及的铝合金制塑性加工品的主要部位(应变部位)，包含未再结晶组织和微细再结晶组织的组织状态的显微镜照片。
图4是表示在参考例的铝合金制塑性加工品中，施加了加工应变的部位的组织状态成为粗大再结晶组织的显微镜照片。
图5是表示本发明的生产线一例的概略说明图。
图6是示意性地表示关于本发明涉及的铝合金制塑性加工品(实施例1)的应变部位，应变量(当量应变)的大小与组织状态的关系的示意图。
图7是示意性地表示关于以往例的铝合金制塑性加工品(比较例1)的应变部位，应变量(当量应变)的大小与组织状态的关系的示意图。
图8是示意性地表示关于以往例的铝合金制塑性加工品(比较例2)的应变部位，应变量(当量应变)的大小与组织状态的关系的示意图。
图9是在实施例1、比较例1和比较例2之间，将应变部位的应变量(当量应变)的大小与抗拉强度的关系进行比较并表示的图。
图10是在实施例1、比较例1和比较例2之间，将应变部位的应变量(当量应变)的大小与0.2％屈服强度的关系进行比较并表示的图。
图11是在实施例1、比较例1和比较例2之间，将应变部位的应变量(当量应变)的大小与伸长率(％)的关系进行比较并表示的图。
具体实施方式
以下，一边参照附图，一边对本发明涉及的铝合金制塑性加工品相关的实施方式进行说明。以下说明的实施方式涉及作为本发明一例的悬臂。只要不脱离权利要求的范围所记载的事项，本发明可以进行各种设计变更。
本发明涉及例如可适用于图1(a)、(b)所示的作为汽车用部件的直线棒状的直线臂11、或与字母A的形状相似的被称为A臂12的悬臂等的铝合金制塑性加工品。如图2(a)所示，本发明涉及的铝合金制塑性加工品具备截面为大致H字形的塑性加工部2而构成，所述塑性加工部2包含作为该大致H字形的两端部分的拱肋区域21、和作为与该拱肋区域21连接的连接部分的减薄区域22。再者，本发明中，如图2(b)所示，具备包含拱肋区域21a和减薄区域22a、且截面为大致U字形的塑性加工部2a而构成的铝合金制塑性加工品，也包括在专利发明的技术范围内。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品，是对包含规定组成的铝合金材料实施熔化铸造，对熔化铸造而得到的铸造品实施均质化处理和塑性加工后，实施固溶处理、水淬火处理和人工时效硬化处理而制造的。
通过对铸造品实施塑性加工，形成减薄区域22。通过形成减薄区域22，在该减薄区域22的两端形成拱肋区域21。即，本发明涉及的铝合金制塑性加工品中的塑性加工部2在截面视图中以大致H字形或大致U字形通过塑性加工而形成。再者，大致H字形或大致U字形与圆形截面或矩形截面的铝合金相比，是在被称为截面效率的单位重量的弯曲刚性、弯曲强度方面优异的形状。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品，在该塑性加工部2中，作为因塑性加工而产生的加工应变，具有内部存在最大为4.0mm/mm的当量应变的应变部位23。该应变部位23位于减薄区域22与拱肋区域21的边界、且塑性加工部2的表面附近(在图2(b)中应变部位由23a表示)。当量应变也被称为有效应变，在一般的多轴应变状态下，是指为了评价并比较至此为止受到的塑性变形的大小而计算的应变值。对于变形途中的微小时间产生的应变增量，基于与当量应力类似的思考方式来定义当量应变增量，将该当量应变增量积分而求出当量应变。一般地，通过当量应变来确定材料的加工硬化、变形抗力的变化。
应变部位23如图3所示，具有即使通过实施塑性加工、施加加工应变后的固溶处理，也不发生铝(元素符号：Al)的再结晶化的未再结晶组织N。另外还具有微细结晶组织M，所述微细结晶组织M包含通过实施塑性加工、施加加工应变后的固溶处理，使铝再结晶化而形成的最大直径(最大长度)为500μm以下的晶粒。构成未再结晶组织N的晶粒的粒径，是构成微细结晶组织M的晶粒的1～1/2倍。图3中的黑框内部表示微细结晶组织M，黑框外部表示未再结晶组织N。
即，应变部位23由未再结晶组织N和微细结晶组织M构成。通过这样的组织形态，本发明涉及的铝合金制塑性加工品如后述那样，其强度、屈服强度和伸长率等各种性能优异。再者，未再结晶组织是指在对铝合金材料实施了熔化铸造时生成的晶体没有再结晶化，而以原样残留的组织。图3中，观察到结晶产物存在于晶界。本发明的应变部位23仅含有未再结晶组织N的铝合金制塑性加工品，其强度、屈服强度和伸长率等各种性能优异，也包括于专利发明的技术范围内。
另外，再结晶化是指通过实施固溶处理，在施加加工应变的部位生成的晶体。图4中作为参考例，示出了施加加工应变的部位，通过固溶处理使铝粗大地再结晶化，成为被称为粗大再结晶组织L的组织形态的显微镜照片。构成粗大再结晶组织L的晶粒的粒径，变为构成未再结晶组织N的晶粒的10～50倍。具有这样的组织形态的Al-Mg-Si系铝合金制塑性加工品，如后所述，其强度、屈服强度和伸长率等性能，比本发明涉及的铝合金制塑性加工品差。
另外，从耐腐蚀性这样的观点出发，也不优选粗大再结晶组织L。这是由于晶界腐蚀沿着晶界进展，因此晶粒越来越粗大，会通过腐蚀而形成深的缺口。即腐蚀减量增加。
因此，本发明涉及的铝合金制塑性加工品，包含应变部位23仅由没有再结晶化的铝的未再结晶组织N构成的形态。并且，本发明涉及的铝合金制塑性加工品，包含应变部位23由该未再结晶组织N、和其晶粒的最大直径为500μm以下的再结晶化了的铝的微细结晶组织M构成的形态。
认为本发明涉及的铝合金制塑性加工品的应变部位23，包含如图3所示的未再结晶组织N和微细结晶组织M的理由如下所述。
在应变部位23中形成未再结晶组织N是由于通过本发明涉及的铝合金制塑性加工品的组成中所含的铬、锰、铁等的过渡金属系的微细析出物，使铝的晶界被钉扎固定。由此，铝的晶界即使通过固溶处理也无法移动，在铸造时生成的晶体没有再结晶化而以原样残留。铝的晶界切实地被钉扎固定，是应变部位23的铝的加工应变的量为规定量以下(例如作为当量应变为4.0mm/mm以下)的情况。
在应变部位23中形成微细结晶组织M是由于通过本发明涉及的铝合金制塑性加工品的组成中所含的铬、锰、铁等的过渡金属系的微细析出物，使铝的晶界被钉扎，抑制了移动。由此，铝的晶界即使通过固溶处理，其移动也受到抑制，即使是再结晶化的情况，其晶粒的最大直径也停留在500μm以下。并且，强度、屈服强度和伸长率等各种性能特别优异，成为优选形态的铝合金制塑性加工品的情况下，铝的再结晶化的晶粒的最大直径成为100μm。即不会粗大化。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品的组成中，如果应变部位23的铝的加工应变的量为规定量以下，特别是作为当量应变为4.0mm/mm以下，则能够确认铝的晶界被钉扎，移动受到抑制。晶粒的大小(粒径)可以采用例如光学显微镜照片上的切片法来测定。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品是Al-Mg-Si系铝合金。其组成含有0.15～0.5质量％的铜(元素符号：Cu)、0.8～1.15质量％的镁(元素符号：Mg)、0.95～1.15质量％的硅(元素符号：Si)、0.4～0.6质量％的锰(元素符号：Mn)、0.2～0.3质量％的铁(元素符号：Fe)、0.11～0.19质量％的铬(元素符号：Cr)、0.25质量％以下的锌(元素符号：Zn)、0.05质量％以下的锆(元素符号：Zr)、0.012～0.035质量％的钛(元素符号：Ti)、0.0001～0.03质量％的硼(元素符号：B)，余量包含铝和不可避免的杂质。
Si与Mg共存而形成硅化镁(组成式：Mg2Si)系析出物，有助于最终制品的强度提高。通过将Si相对于后述的Mg的量超过生成Mg2Si的量而过剩地添加，进一步提高时效处理后的最终制品的强度，因此Si的含量优选为0.95质量％以上。另一方面，如果Si的含量超过1.15质量％，则Si的晶界析出增多，容易发生晶界脆化，有可能使铸锭的塑性加工性和最终制品的韧性降低。另外，如果Si的含量超过1.15质量％，则铸锭的结晶产物的平均粒径有可能超过规定的上限。因此，Si的含量优选为0.95质量％～1.15质量％的范围。
Mg与Si共存而形成Mg2Si系析出物，有助于最终制品的强度提高。如果Mg的含量少于0.8质量％，则析出强化的效果有可能减少。另一方面，如果Mg的含量超过1.15质量％，则铸锭的塑性加工性和最终制品的韧性有可能降低。另外，如果Mg的含量超过1.15质量％，则铸锭的结晶产物的平均粒径有可能超过规定的上限。因此，Mg的含量优选为0.8质量％～1.15质量％的范围。
Cu通过增加Mg2Si系析出物的表观的过饱和量、增加Mg2Si析出量，从而显著促进最终制品的时效硬化。如果Cu的含量超过0.5质量％，则铸锭的锻造加工性和最终制品的韧性降低，进而有可能使耐腐蚀性降低。因此，Cu的含量需要为0.5质量％以下的范围。另一方面，如果Cu的含量少于0.15质量％，则有可能无法充分得到增加Mg2Si系析出物的表观的过饱和量、增加Mg2Si析出量的效果。
Mn作为AlMnSi相结晶，未结晶的Mn会析出而抑制再结晶。通过抑制该再结晶的作用，塑性加工后也使晶粒微细，带来最终制品的韧性提高和耐腐蚀性提高的效果。如果Mn的含量少于0.4质量％，则那样的效果有可能减少。另一方面，如果Mn的含量超过0.6质量％，则有可能产生巨大金属间化合物，无法填满本发明的铸锭组织。因此，Mn的含量优选为0.4质量％～0.6质量％的范围。
特别是Mn的含量(质量％)为0.4质量％～0.6质量％。并且，在以x(cm)表示拱肋区域21的宽度方向长度、以y(cm)表示减薄区域22的高度方向长度、以z(cm)表示拱肋区域21的高度方向长度时(参照图2(a)、(b)所例示的塑性加工部2的截面形状)，满足下述[数2]的关系式。通过设为这样的Mn的含量，能够由过渡金属系的微细析出物钉扎铝的晶界，很好地得到抑制再结晶化的效果。
[数2]
Mn(质量％)＝0.4α{z/(x+y)+0.25}
其中，z/(x+y)≥0.65
α＝0.8～0.9
Cr作为AlCrSi相结晶，未结晶的Cr析出而抑制再结晶。通过抑制该再结晶的作用，塑性加工后也使晶粒微细，带来最终制品的韧性提高和耐腐蚀性提高的效果。如果Cr的含量少于0.1质量％，则那样的效果有可能减少。另一方面，如果Cr的含量超过0.2质量％，则有可能产生巨大金属间化合物，无法填满本发明的铸锭组织。因此，Cr的含量优选为0.11质量％～0.19质量％的范围。
Fe在合金中与Al、Si结合而结晶，并且防止晶粒的粗大化。如果Fe的含量少于0.2质量％，则有可能无法得到那样的效果。另外，如果Fe的含量超过0.3质量％，则有可能生成粗大的金属间化合物，使塑性加工性恶化。因此，Fe的含量优选为0.2质量％～0.3质量％。
Zn作为杂质处理。如果Zn的含量超过0.25质量％，则促进铝的腐蚀本身，使耐腐蚀性劣化，因此优选为0.25质量％以下。
Zr作为杂质处理。如果Zr的含量超过0.05质量％，则Al-Ti-B系合金的晶粒微细化效果减弱，导致塑性加工后的加工品的强度降低，因此优选为0.05质量％以下。
Ti是在谋求晶粒的微细化方面有效的合金元素。并且，通过Ti能够防止在连续铸造棒上产生铸锭裂纹等。如果Ti的含量少于0.012质量％，则有可能得不到微细化效果。另一方面，如果Ti的含量超过0.035％质量％，则有可能结晶出粗大的Ti化合物，使韧性劣化。因此，Ti的含量优选为0.012质量％～0.035质量％的范围。
B也和Ti同样地，是对于晶粒的微细化有效的元素。如果B的含量少于0.0001质量％，则有可能得不到微细化效果。另一方面，如果B的含量超过0.03质量％，则韧性有可能劣化。因此，B的含量优选为0.0001质量％～0.03质量％的范围。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品，具备由z/(x+y)≥0.65(其中，x是拱肋区域21的宽度方向长度(cm)，y是减薄区域22的高度方向长度(cm)，z是拱肋区域21的高度方向长度(cm)；参照图2(a)、(b))规定的拱肋区域21、减薄区域22的形状，构成该合金的各元素的组成以上述那样的规定的范围确定。
即，本发明是具有拱肋区域21、减薄区域22的铝合金制塑性加工品，该拱肋区域21、减薄区域22的形状由z/(x+y)≥0.65(其中，x是拱肋区域21的宽度方向长度(cm)，y是减薄区域22的高度方向长度(cm)，z是拱肋区域21的高度方向长度(cm)；参照图2(a)、(b))确定。并且，本发明中，构成该合金的各元素的组成以上述那样的规定范围确定，成为专利发明的技术范围。
此时，能够得到应变部位23包含铝的未再结晶组织N和微细结晶组织M，没有观察到粗大再结晶组织L的本发明涉及的铝合金制塑性加工品。并且，本发明涉及的铝合金制塑性加工品，能够得到抗拉强度为380MPa以上、0.2％屈服强度为350MPa以上、伸长率为10.0％以上这样的良好性能。另外，也没有观察到浸渍于规定的腐蚀液中时的开裂等，耐腐蚀性优异。
本发明涉及的铝合金制塑性加工品的用途，优选作为车辆、运输设备的结构材料。例如，可举出汽车部件、摩托车部件、船舶部件、航空器部件、电车、货运车辆部件等。
并且，作为铝合金制塑性加工品的汽车部件，可举出上臂、下臂、转向臂、控制臂、下连杆、副车架、压杆、横拉杆等。这些部件中大致H字形或大致U字形的相当于拱肋区域、减薄区域的部分的形状，满足由z/(x+y)≥0.65(其中，x是拱肋区域21的宽度方向长度(cm)，y是减薄区域22的高度方向长度(cm)，z是拱肋区域21的高度方向长度(cm)；参照图2(a)、(b))规定的关系式。
另外，这些部件，可以由本发明涉及的铝合金制塑性加工品制造其整体，也可以将本发明涉及的铝合金制塑性加工品与其它部件组合或接合而作为部件进行制造。即也可以使用本发明涉及的铝合金制塑性加工品作为部件的一部分。
以下，对本发明涉及的铝合金制塑性加工品的优选制造方法进行说明。
首先，构成本发明涉及的铝合金制塑性加工品的组成的各元素，调整为其含量的范围内，由熔化的铝合金熔液铸造铝合金铸锭。该情况下，选择水平连铸法、立式连铸法、连铸连轧法、半连续铸造法(DC铸造法)、热顶铸造法、气体加压连铸法、气体加压热顶连铸法等的任一种熔化铸造法都能够进行铸造。为得到健全的铸锭，优选在铸造温度为750±50℃、铸造速度为240±50mm/分钟的条件下进行铸造。
接着，对所得到的铸锭，在470℃～540℃实施均质化处理。这是由于通过在该温度范围实施均质化处理，铸锭的均质化和溶质原子的溶入化变得充分，通过之后的时效处理可得到所需的强度。均质化处理中的保持时间可以设为3～10小时。
在均质化处理后实施塑性加工，根据需要通过机械加工而加工成规定的大小。塑性加工，只要是使加工时的材料的加热温度为规定范围的加工方法，就可以采用以往的塑性加工方法。
例如，可以采用挤压加工、锻造加工或轧制加工等加工方法。为了抑制加工后的组织的再结晶，谋求强度提高，期望将材料的加热温度控制为〔430+塑性加工率(％)〕℃以上且550℃以下的范围。通过将塑性加工率作为加入到条件中的温度，能够进一步抑制粗大再结晶的发生，在之后的时效处理中进一步提高强度。
塑性加工率(％)在挤压加工的情况下，可以由〔(受到变形的截面积)÷(初始截面积)×100〕(％)来定义。作为锻造加工的一种的镦锻加工的情况下，可以由〔(变形了的高度)÷(初始高度)×100〕(％)来定义。另外，对于在多个阶段经过多次工序的塑性加工品的材料的加热温度，将关于其最终形状的塑性加工率(％)加入到上述式的条件中算出即可。对于复杂形状的塑性加工品的材料的加热温度，算出各部分的塑性加工率(％)，将其平均值加入到上述式的条件中算出即可。
塑性加工后，实施固溶处理、水淬火和时效处理。这是为了根据用途，得到例如车辆、船舶、航空器、汽车或摩托车等运输设备的结构材料(部件)所需的强度和耐腐蚀性。
固溶处理优选为520～560℃的范围。如果固溶温度低于520℃，则有可能Mg2Si等无法充分固溶，通过之后的时效处理得不到所需的强度。另外，如果固溶温度超过560℃，则有可能发生灼烧(局部熔化)。另外，可以将固溶处理的保持时间设为2～6小时。
固溶处理后的水淬火处理，优选在将水温设为70℃以下的条件下进行。另外，水淬火处理优选水冷。水温超过70℃的情况下，有可能得不到淬火的效果，通过之后的时效处理得不到所需的强度。
然后，本发明涉及的铝合金制塑性加工品根据需要进一步实施机械加工、例如切削加工、弯曲加工、拉深加工等，完成车辆、船舶、航空器、汽车或摩托车等运输设备的结构材料(部件)等。
对熔化铸造的铝合金铸锭的组织进行说明。铸锭的晶体粒径的大小，对实施塑性加工、之后的时效处理而得到的铝合金制塑性加工品的强度有很大影响。如果铸锭中的铝的晶体粒径大，则得不到塑性加工后的强度提高，因此优选将晶体粒径的大小以平均值计设为300μm以下，进一步优选为250μm以下。再者，铝的晶体粒径的大小，可以采用例如在光学显微镜照片上的切片法来测定。
铸锭的DAS(枝晶臂空间，Dendrite Arm Space)的大小，以平均值计需要为40μm以下，优选为20μm以下。这是由于如果DAS的大小超过40μm，则实施塑性加工、之后的时效处理而得到的铝合金制塑性加工品的强度降低。再者，DAS的大小，可以采用例如一般社团法人轻金属学会发行的“轻金属(1988年)，vol.38，No.1，p.45”中记载的“枝晶臂间距的测定方法”来测定。
包含铸锭的结晶产物在内，本申请中记载的结晶产物是指AlMnSi相、Mg2Si相、包含Fe和Cr的2次相，在铝的晶界以粒状、片状的形状结晶出的产物。如果结晶产物的平均粒径为8μm以下，则不会对塑性加工性带来影响，因此需要为8μm以下，优选为6.8μm以下。再者，结晶产物的大小，例如可以利用附有显微镜的图像分析装置(ルーゼックス，Luzex；注册商标)确定显微组织，作为将各个结晶产物的截面积换算为圆时的直径进行测定。
利用图5对基于本发明涉及的铝合金制塑性加工品的优选制造方法构成的生产线的一例进行说明。
生产线由合金熔化炉31、铸造装置32、均质化处理炉33、材料预热装置34、锻造装置35、机械加工装置36、固溶处理炉37、淬火装置38、时效处理炉39、酸洗装置40、喷丸装置41、最终机械加工装置42和检查装置43构成。
合金熔化炉31是在该炉内调整合金组成，将合金熔液保持在规定温度的装置。可以设置熔化保持炉、熔液清洗装置。
铸造装置32是使合金熔液凝固而得到铸锭的装置。可以通过调整冷却水温度、冷却水量等的冷却能来调整凝固速度。
均质化处理炉33是将铸锭插入该炉内，对铸锭实施均质化处理的装置。可以控制温度以使炉内成为规定的温度状态。
铸锭通过适当的成形加工、例如挤压加工、机械加工、切断加工而加工成材料。
材料预热装置34是对成形的材料实施预热处理的装置。
锻造装置35是配置具有成形孔的上模具下模具，将铸锭作为成形用材料安装在成形孔内，使模具上下移动而进行塑性加工的装置。可以根据需要，设置用于对模具的成形孔实施润滑材料涂布处理、对材料实施润滑材料涂布处理的润滑材料喷雾装置。
机械加工装置36是对进行了塑性加工的成形品实施切削、打孔、倒角等机械加工的装置。可以根据制品规格而省略。
固溶处理炉37是对进行了塑性加工的成形品实施固溶处理的装置。可以控制温度以使炉内成为规定的温度状态。
淬火装置38是将高温状态的成形品急冷的装置。将成形品投入被控制在一定温度范围的水中进行急冷。
时效处理炉39是实施时效处理的装置，可以控制温度以使炉内成为规定的温度状态。
酸洗装置40是用酸溶液将成形品洗净的装置。可以根据制品规格而省略。
喷丸装置41是对成形品的表面进行喷丸处理的装置。可以根据制品规格而省略。
最终机械加工装置42是为了使成形品成为最终的形状，实施切削、打孔、倒角等机械加工的装置。或是将成形品与其它部材组合、接合而成为最终部件的形状的装置。可以根据制品规格而省略。
检查装置43是进行外观检查、根据需要进行重量检查等的装置。可以根据情况，设为由人直接目视检查。
各装置间，优选通过传送器、运输车等运输装置连结。
实施例
下面对本发明的实施例进行说明。
下述[表1]中，对于由A6000系的铝合金构成的铝合金制塑性加工品(比较例1)、申请人所拥有的以往的铝合金制塑性加工品(比较例2、比较例3)、和本发明涉及的铝合金制塑性加工品(实施例1、实施例2、实施例3)的每一个，示出了其组成和塑性加工部的截面形状、确定拱肋区域、减薄区域的形状的拱肋区域的宽度方向长度x(cm)、减薄区域的高度方向长度y(cm)、拱肋区域的高度方向长度z(cm)的值。
表1
作为比较例1～3和实施例1～3，采用热顶铸造法在铸造温度为750±50℃、铸造速度为240±50mm/分钟的条件下分别铸造了表1所示的化学成分组成的铝合金铸锭。对通过该铸造而得到的铸锭在470℃(保持时间为6小时)进行了均质化处理。接着将进行了均质化处理的铸锭加热到530℃，通过热态锻造实施了塑性加工，成为图1所示的汽车的悬臂的形状(直线臂)。再者，塑性加工率为50％。然后，对该塑性加工品在530℃(保持时间为4小时)进行固溶处理，在60℃进行水淬火后，在180℃(保持时间为2～15小时的范围内)或200℃(保持时间为0.5～12小时的范围内)进行了时效处理。
再者，认为通过加工率50％的塑性加工和之后的530℃的固溶处理，各实施例和比较例的铸锭中，在其应变部位内存在1.33mm/mm的当量应变。
比较例1～3和实施例1～3的铝合金制塑性加工品的每一个，提取JIS14A号比例试验片(参照JIS Z2201)，测定了抗拉强度。
另外，在提取了拉伸试验片的部分的截面上，通过光学显微镜(顺光)进行显微组织观察，测定了结晶产物的平均粒径。结晶产物的平均粒径的测定方法，通过图像分析装置(ルーゼックス，Luzex；注册商标)以结晶产物具有当量圆的直径测定了平均粒径。然后，用蚀刻液腐蚀观察面后，采用偏光显微镜进行显微组织观察，测定了铝的晶体粒径。
并且，从以上述步骤作成的基于比较例1～3和实施例1～3的悬臂部件，切下2mm×4.3mm×42.4mm的试验片，使用3点弯曲夹具对4.3mm×42.4mm的面的中央部加载相当于屈服强度的90％的应力。加载时，使试验片与夹具之间电绝缘。准备了每1升纯水溶解36g氧化铬(IV)、30g重铬酸钾、3g氯化钠，并保持为95～100℃的溶液作为腐蚀液。将加载了应力的试验片在该腐蚀液中浸渍16小时后，对试验片进行外观观察，确认是否发生开裂，对于发生了开裂的试验片，判断为耐腐蚀性差。
将包含比较例1～3和实施例1～3的机械特性(抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率)与结晶产物的晶体粒径、耐腐蚀性、综合判定的评价表示于下述[表2]。再者，评价栏的符号(〇、△、×)的定义如下所述。
耐腐蚀性的判定，在n＝3的试验中，将3个之中全都没有开裂的记为〇，3个之中1～2个发生了开裂的记为△，3个之中全都发生了开裂的记为×。
机械特性的判定，对于抗拉强度为380MPa以上的特性、0.2％屈服强度为350MPa以上的特性、伸长率为10.0％以上的特性，将满足所有项目的记为〇，满足1～2个项目的记为△，所有项目都不满足的记为×。
作为综合判定，将耐腐蚀性和机械特性都为〇的记为〇，耐腐蚀性和机械特性的任一者为〇、另一者为△的记为△，耐腐蚀性和机械特性都为△、任一者为×、以及都为×的记为×。
表2
如实施例1～3那样，构成合金的各元素的组成落入上述那样的规定范围中，并且拱肋区域、减薄区域的形状满足z/(x+y)≥0.65的条件的铝合金制塑性加工品，能够得到抗拉强度为380MPa以上、0.2％屈服强度为350MPa以上、伸长率为10.0％以上(特别是14.0％以上)这样的良好性能。另外，晶粒的平均粒径也为50μm左右，可知是由铝的未再结晶组织或微细结晶组织构成的。
另一方面，构成合金的各元素的组成的任一者在上述那样的规定范围之外，并且拱肋区域、减薄区域的形状没有满足z/(x+y)≥0.65的条件的比较例1，抗拉强度为336MPa、0.2％屈服强度为308MPa、伸长率为17.2％。晶粒的平均粒径也变为450μm左右，可知根据塑性加工的加工率、之后的固溶处理的条件，例如如果使拱肋区域、减薄区域中的当量应变超过2.00mm/mm，则呈现出粗大再结晶组织(再者，也参照图7)。腐蚀量多，不能称其腐蚀性良好。
虽然拱肋区域、减薄区域的形状满足z/(x+y)≥0.65的条件，但构成合金的各元素的组成的任一者在上述那样的规定范围之外的比较例2，腐蚀量少，耐腐蚀性也良好，晶粒的平均粒径也为50μm左右，没有观察到粗大再结晶组织，但抗拉强度为367MPa、0.2％屈服强度为320MPa、伸长率为18.0％，不能称其全部满足了本申请的申请人期待的机械特性的值。
另外，虽然构成合金的各元素的组成落入上述那样的规定范围中，但拱肋区域、减薄区域的形状没有满足z/(x+y)≥0.65的条件的比较例3，腐蚀量少，耐腐蚀性也良好，晶粒的平均粒径也为50μm左右，没有观察到粗大再结晶组织，但抗拉强度为392MPa、0.2％屈服强度为332MPa、伸长率为10.5％，不能称其全部满足了本申请的申请人期待的机械特性的值。
另外，在图6～图8中，关于比较例1～2和实施例1中的应变部位，示意性地表示了当量应变的大小与组织状态的关系，因此对这些图进行说明。在这些图中，(a)是当量应变为0mm/mm的大小时的，(b)是当量应变为0.67mm/mm的大小时的，(c)是当量应变为1.25mm/mm的大小时的，(d)是当量应变为2.00mm/mm的大小时的，(e)是当量应变为2.75mm/mm的大小时的，(f)是当量应变为3.5mm/mm的大小时的，分别示意性地表示的铝合金制塑性加工品的应变部位的组织状态。
如图6所示，实施例1中的应变部位，如果当量应变达到2.0mm/mm的大小，则仅由未再结晶组织N构成。在当量应变为2.75mm/mm的大小时，以未再结晶组织N、和一部分成为微细结晶组织M的组织状态构成。另外，可知即使当量应变为3.5mm/mm的大小，也是由微细结晶组织M构成的。因此，可理解为当量应变在0～4.0mm/mm的范围、特别是0～3.5mm/mm的范围中，没有观察到粗大再结晶组织L。
另一方面，如图7所示，比较例1中的应变部位，当量应变为2.0mm/mm的大小，观察到了粗大再结晶组织L。如图8所示，即使在比较例2中的应变部位，如果当量应变成为3.5mm/mm的大小，则也观察到了粗大再结晶组织L。
另外，在图9中进行图示使得在实施例1、比较例1和比较例2之间，应变部位中的当量应变的大小与拉伸轻度的关系能够进行比较。由该图可知，与比较例1和比较例2不同，实施例1的铝合金制塑性加工品，即使应变部位的当量应变增大，其抗拉强度的强度也被维持，是优异的。特别是在作为汽车部件的悬臂大量观察到的当量应变为1～3mm/mm左右时，确认了实施例1的抗拉强度与比较例1和比较例2相比极其优异。
在图10中进行图示使得在实施例1、比较例1和比较例2之间，应变部位中的当量应变的大小与0.2％屈服强度的关系能够进行比较。由该图可知，与比较例1和比较例2不同，实施例1的铝合金制塑性加工品，即使应变部位的当量应变增大，其0.2％屈服强度的值也被维持，是优异的。特别是在作为汽车部件的悬臂大量观察到的当量应变为1～3mm/mm左右时，确认了实施例1的0.2％屈服强度与比较例1和比较例2相比极其优异。
在图11中图示了在实施例1、比较例1和比较例2中，应变部位的当量应变的大小与伸长率(％)的关系。由该图可知，以与比较例1和比较例2同样的水平，实施例1的铝合金制塑性加工品，即使应变部位的当量应变增大，其伸长率(％)方面也是优异的。
因此，本发明涉及的铝合金制塑性加工品，即使在因塑性加工而施加了加工应变后进行固溶处理，其应变部位包含铝的未再结晶组织和微再结晶组织，可形成和维持观察不到粗大结晶组织且良好的铝的组织状态。本发明涉及的铝合金制塑性加工品，能够得到抗拉强度为380MPa以上、0.2％屈服强度为350MPa以上、伸长率为10.0％以上这样的良好的性能。由此，高强度化、耐腐蚀性提高、可以变薄，从而能够减少所需的合金量而切实地轻量化。将Al-Mg-Si系合金制塑性加工品的用途扩大，例如作为强烈追求轻量化的运输设备用途很好地用于汽车用部件，能够将其用途进一步扩大。
附图标记说明
11···直线臂
12···A臂
2···塑性加工部
21···拱肋区域
22···减薄区域
23···应变部位
2a···塑性加工部
21a···拱肋区域
22a···减薄区域
N···未再结晶组织
M···微细结晶组织
L···粗大结晶组织

Claims (2)

1.一种铝合金制塑性加工品的制造方法，所述铝合金制塑性加工品具备截面为大致H字形或大致U字形的塑性加工部，所述塑性加工部包含通过塑性加工而形成的减薄区域、和在该减薄区域的两端形成的拱肋区域，
在所述塑性加工部具有应变部位，所述应变部位的内部存在因所述塑性加工而产生的最大为4.0mm/mm的当量应变，
所述应变部位位于所述减薄区域与所述拱肋区域的边界、且所述塑性加工部的表面附近，所述铝合金制塑性加工品的制造方法的特征在于，
控制铝合金材料的锰的含量，使得在以x表示所述拱肋区域的宽度方向长度、以y表示所述减薄区域的高度方向长度、以z表示所述拱肋区域的高度方向长度时，满足下述[数1]的关系式，
[数1]
锰＝0.4α{z/(x+y)+0.25}，
其中，z/(x+y)≥0.65，
α＝0.8～0.9，
所述x、y和z的单位均为cm，所述锰的含量的单位为质量％，
对所述铝合金材料实施熔化铸造，所述铝合金材料含有0.15～0.5质量％的铜(Cu)、0.8～1.15质量％的镁(Mg)、0.95～1.15质量％的硅(Si)、0.4～0.6质量％的锰(Mn)、0.2～0.3质量％的铁(Fe)、0.11～0.19质量％的铬(Cr)、0.25质量％以下的锌(Zn)、0.05质量％以下的锆(Zr)、0.012～0.035质量％的钛(Ti)、0.0001～0.03质量％的硼(B)，余量包含铝和不可避免的杂质，
对所述熔化铸造中得到的铸造品实施均质化处理和塑性加工，然后在520℃～560℃的温度实施固溶化处理，
在固溶化处理后，在70℃以下的温度进行水淬火处理，
水淬火处理后，在170℃～210℃的温度以0.5小时～18小时的处理时间进行人工时效硬化处理，
由此，制造铝合金制塑性加工品，所述铝合金制塑性加工品的所述应变部位由没有再结晶化的铝(Al)的未再结晶组织构成、或者由所述未再结晶组织和虽然再结晶化但其晶粒为500μm以下的所述铝的微细结晶组织构成。
2.根据权利要求1所述的铝合金制塑性加工品的制造方法，其特征在于，所述塑性加工是选自挤压加工、锻造加工和轧制加工中的1种或2种以上的组合。
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