CN106103765B - 铝合金锻造材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供即使其薄壁化也能得到高强度和高韧性、且耐蚀性也优异的铝合金锻造材及其制造方法。本发明的铝合金锻造材，其特征在于，包含Mg：0.70～1.50质量％、Si：0.80～1.30质量％、Cu：0.30～0.90质量％、Fe：0.10～0.40质量％及Ti：0.005～0.15质量％，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成，其中，在产生最大应力的部位的Q相的长轴为50～500nm。

Description

铝合金锻造材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于运输机等强度构件、特别是汽车底盘构件的铝合金锻造材及其制造方法。
背景技术
以往，在车辆、船舶、飞机、摩托车或汽车等运输机的结构材料中使用JIS标准或AA标准中规定的6000系(Al－Mg－Si系)等铝合金。该6000系铝合金的耐蚀性也较为优异，并且在能够将废料作为6000系铝合金熔解原材再利用的再循环性的方面也是优异的。
另外，从制造成本的降低、对复杂形状部件的加工方面出发，在运输机的结构材料中使用铝合金铸造材或铝合金锻造材。其中，在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中主要使用铝合金锻造材。而且，这些铝合金锻造材通过如下方式来制造，即，将铝合金铸造材料进行均质化热处理后，采用机械冲压、油压冲压等进行热锻，之后实施固溶化淬火处理、人工时效硬化处理(以下也简称时效处理)等调质处理。予以说明，在锻造原材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料。
近年来，就这些运输机的强度构件而言，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)的必要性。但是，在以往使用于这些用途的6061、6151等6000系铝合金锻造材中无论如何都会产生强度(0.2％屈服强度)、韧性不足。
为了解决此种问题，迄今为止开发了各种铝合金锻造材。
例如在专利文献1中公开了一种汽车底盘部件，其特征在于，其由如下的铝合金锻造材构成，即以质量％计各包含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％及Ti：0.005～0.1％，且限制为Zr低于0.15％，余量由Al及不可避免的杂质构成，其中，在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所观察到的析晶物密度以平均面积率计为1.5％以下，在包括于锻造时产生的分模线的截面部位的组织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。
专利文献1的特征在于：即使是轻质化形状的汽车底盘部件，出于高强度化、高韧性化及高耐蚀性化的目的，也要控制成分(过渡元素的添加量)及制造条件(主要为锻造温度和均质化热处理条件)而制成未再结晶组织。
尤其在基于轻质化的薄壁化中容易产生再结晶，因此对产生最大应力的部位规定各种特性及组织。
另外，在专利文献2中公开了一种高强度构件用铝合金锻造材，其特征在于，该铝合金锻造材包含Mg：0.6～1.8％、Si：0.8～1.8％及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％及Zr：0.1～0.2％中的一种或两种以上，余量由Al及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所测定得到的导电率为41.0～42.5IACS％，0.2％屈服强度为350MPa以上。
专利文献2在保证350MPa以上的Al合金锻造材的强度(0.2％屈服强度)的同时，为了稳定地得到该强度而将时效处理后的Al合金锻造材表面的导电率设为41.0～42.5IACS％的范围。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5110938号公报
专利文献2：日本专利第3766357号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
这样，对以往的铝合金锻造材谋求强度、韧性的提高。然而，从改善汽车的燃耗的方面出发，而使底盘部件轻质化，因此要求原材的高强度化在提高。但是，此前的高强度化引起耐蚀性及韧性显著降低的可能性高。尤其在通过添加Cu、Si、Mg等有助于析出强化的元素来进行高强度化的情况下，大大有损耐蚀性。
鉴于这样的情况，本发明想要提供即使薄壁化也能得到高强度和高韧性、且耐蚀性也优异的铝合金锻造材及其制造方法。
用于解决技术问题的手段
本发明人等进行深入研究，结果在特别考虑以下事项的情况下完成本发明。在铝合金锻造材中，通过增加有助于时效析出的Si、Cu、Mg的添加量，从而谋求高强度化。然而，因增加Si、Cu、Mg的添加量而使韧性及耐蚀性降低，因此在限制Mn、Cr、Zr的添加量的同时，在规定条件下进行过时效处理。另外，通过与以往相比缩短淬火处理后的干燥处理，从而使铝合金锻造材的强度进一步提高。
即，为了解决上述技术问题，本发明的铝合金锻造材，其特征在于，其为如下的铝合金锻造材，即包含Mg：0.70～1.50质量％、Si：0.80～1.30质量％、Cu：0.30～0.90质量％、Fe：0.10～0.40质量％、Ti：0.005～0.15质量％，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成，其中，在产生最大应力的部位的Q相的长轴为50～500nm。
根据上述构成，通过包含规定量的Mg、Si、Cu、Fe、Ti，而且还包含规定量的Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上，从而使铝合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。另外，通过规定铝合金锻造材在产生最大应力的部位的Q相的长轴，从而使铝合金锻造材的强度(抗拉强度及0.2％屈服强度)提高。
另外，本发明的铝合金锻造材优选：在产生最大应力的部位的平均结晶粒径以短轴计为50.0μm以下，在包含产生最大应力的部位的宽度方向截面中的再结晶晶粒所占的面积率为30.0％以下。
根据上述构成，通过规定铝合金锻造材在产生最大应力的部位的平均结晶粒径，从而使铝合金锻造材的强度进一步提高。另外，通过规定在包含产生最大应力的部位的宽度方向截面中再结晶晶粒所占的面积率，从而使铝合金锻造材的强度、韧性进一步提高。
另外，本发明的铝合金锻造材优选实施过表面处理。
通过对铝合金锻造材实施表面处理，从而使铝合金锻造材的耐蚀性进一步提高。
另外，本发明的铝合金锻造材优选实施过喷丸处理。
通过对铝合金锻造材实施喷丸处理，从而使铝合金锻造材的耐应力腐蚀裂纹性进一步提高。
另外，本发明的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，为如下的铝合金锻造材的制造方法，所述锻造材包含Mg：0.70～1.50质量％、Si：0.80～1.30质量％、Cu：0.30～0.90质量％、Fe：0.10～0.40质量％、Ti：0.005～0.15质量％，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成，所述方法包括：熔解工序，将具有上述组成的铝合金熔解而制成熔液；铸造工序，对上述熔液进行铸造而制成铸锭；均质化热处理工序，对上述铸锭实施均质化热处理；锻造工序，以均质化热处理后的上述铸锭作为锻造原材，对上述锻造原材进行加热实施热锻；和调质工序，在上述锻造工序之后，依次实施固溶化处理、在20～70℃且30分钟以内的淬火处理、1hr以内的干燥处理和在180～220℃且2～24hr的过时效处理。
根据上述步骤，通过在规定的条件下进行各工序，从而使铝合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。尤其通过控制淬火处理的条件、干燥条件及过时效处理的条件，从而使在产生最大应力的部位的Q相的长轴处于规定值，由此使强度提高。另外，通过在规定条件下进行过时效处理，从而使晶界析出物的间隔变宽，耐蚀性提高，并且使强度、韧性提高。
发明效果
本发明的铝合金锻造材是即使薄壁化也能得到高强度和高韧性、且耐蚀性也优异的材料。因此，在能够实现扩大铝合金锻造材用于运输机的用途方面，具有很高的工业价值。
本发明的铝合金锻造材的制造方法可以制造即使薄壁化也能得到高强度和高韧性、且耐蚀性也优异的铝合金锻造材。
附图说明
图1为表示在透射型电子显微镜(TEM)中以50万倍对本发明的铝合金锻造材进行观察时的平面的示意图。
图2为表示用于说明平均结晶粒径的测定方法的表面或切断面的示意图。
图3为对本发明的铝合金锻造材的一例进行说明的俯视图。
图4为图3的A－A线剖视图。
图5为用于对淬火处理后的干燥时间较长的情况下的组织进行说明的示意图。
图6为用于对淬火处理后的干燥时间较短的情况下的组织进行说明的示意图。
图7为表示干燥时间较长的情况与干燥时间较短的情况的、时效处理的时间与铝合金锻造材的强度的关系的图表。
具体实施方式
[铝合金锻造材]
首先，对本发明的铝合金锻造材(以下，适宜称作Al合金锻造材)进行说明。
本发明的Al合金锻造材由如下的铝合金构成，即，包含规定量的Mg、Si、Cu、Fe、Ti，还包含规定量的Mn、Cr、Zr中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成。而且，在产生最大应力的部位的Q相的长轴设为50～500nm。
另外，Al合金锻造材优选：在产生最大应力的部位的平均结晶粒径以短轴计为50.0μm以下，在包含产生最大应力的部位的宽度方向截面中的再结晶晶粒所占的面积率为30.0％以下。
以下，对各构成进行说明。
对本发明的Al合金锻造材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按照如下方式进行规定，即，由Al－Mg－Si系(6000系)Al合金构成，作为汽车、船舶等运输机的结构材料或部件用途，保证高强度、高韧性及耐应力腐蚀裂纹性等高耐久性。另外，本发明的Al合金锻造材的化学成分组成是与晶粒等相关的规定的主要因素之一。
因此，本发明的Al合金锻造材的化学成分组成如下：包含Mg：0.70～1.50质量％、Si：0.80～1.30质量％、Cu：0.30～0.90质量％、Fe：0.10～0.40质量％、Ti：0.005～0.15质量％，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成。
接着，对本发明的Al合金锻造材的化学成分组成的各元素的含量就临界的意义及优选的范围进行说明。
(Mg：0.70～1.50质量％)
Mg是通过过时效处理而与Si及Cu一起以Mg2Si(β’相)及Q相的形式析出、且用于对Al合金锻造材赋予较高的0.2％屈服强度所需的元素。若Mg含量不足0.70质量％，则时效硬化量降低，对Al合金锻造材而言，0.2％屈服强度降低。另外，还存在Q相的长轴尺寸变小、且伸长率、韧性、耐蚀性降低的情况。另一方面，若含量超过1.50质量％，则0.2％屈服强度变得过高而阻碍铸锭的锻造性。另外，若含量超过1.50质量％，则在铸造时对提高0.2％屈服强度没有贡献的Mg2Si的析晶物增加，同时使韧性和耐蚀性也降低。另外，还存在伸长率降低的情况。因此，Mg含量设为0.70～1.50质量％。优选为0.80～1.20质量％。
(Si：0.80～1.30质量％)
Si也是通过过时效处理与Mg及Cu一起以Mg2Si(β’相)及Q相的形式析出、且用于对Al合金锻造材赋予较高的0.2％屈服强度所需的元素。若Si含量不足0.80质量％，则Q相的长轴尺寸变小，并且时效硬化量降低，使Al合金锻造材的0.2％屈服强度降低。另外，存在抗拉强度、伸长率、韧性、耐蚀性等也降低的情况。另一方面，若含量超过1.30质量％，则在铸造时及固溶化处理后的淬火途中，粗大的单质Si粒子析晶及析出。另外，过量Si变得过多，存在于晶界上的Mg2Si、Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系析晶物的平均粒径不会变小，这些析晶物彼此的平均间隔不会增大。其结果与上述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。因此，Si的含量设为0.80～1.30质量％。优选为0.90～1.10质量％。
(Cu：0.30～0.90质量％)
Cu除了通过固溶强化而有助于0.2％屈服强度的提高外，在过时效处理时具有显著促进Al合金锻造材的时效硬化的效果。若Cu含量不足0.30质量％，则这些效果小，0.2％屈服强度降低。另外，存在Q相的析出变得不充分、抗拉强度降低的情况。另一方面，若Cu含量超过0.90质量％，则Q相的长轴尺寸变大，并且显著提高Al合金锻造材的组织的应力腐蚀裂纹、晶界腐蚀的敏感性，使Al合金锻造材的耐蚀性降低。另外，存在伸长率、韧性降低的情况。因此，Cu含量设为0.30～0.90质量％。优选为0.40～0.70质量％。
(Fe：0.10～0.40质量％)
Fe是在Al合金锻造材中为了提高铸造时的生产率以及抑制再结晶而添加的元素。但是，Fe生成Al7Cu2Fe、Al12(Fe，Mn)3Cu2、(Fe，Mn)Al6或Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系的析晶物。这些粗大的析晶物成为破裂的起点，使韧性及疲劳特性等劣化。尤其，若Fe含量超过0.40质量％，则存在于晶界上的Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系析晶物的平均粒径变大，并且析晶物彼此的平均间隔变小。结果使韧性及耐蚀性降低。另外，还存在伸长率降低的情况。另一方面，若Fe含量不足0.10质量％，则产生铸造时的裂纹、异常组织等。因此，Fe含量设为0.10～0.40质量％。优选为0.20～0.30质量％。
(Ti：0.005～0.15质量％)
Ti是为了将铸锭的晶粒微细化且使挤压、轧制、锻造时的加工性提高而添加的元素。但是，若Ti含量不足0.005质量％，则无法得到晶粒微细化效果。另一方面，若Ti含量超过0.15质量％，则形成粗大的析晶物，使上述加工性降低。另外，还存在韧性降低的情况。因此，Ti的含量设为0.005～0.15质量％。优选为0.01～0.10质量％。
(Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上)
这些元素在均质化热处理时及其后的热锻时生成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，即被统称为(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分模线组织的ST方向(Short Transverse、厚度方向)的平均结晶粒径的粗大化，并且能够得到遍布本发明的Al合金锻造材整体的微细的晶粒、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。
另外，Mn是在均质化热处理中形成1μm左右的分散粒子而对抑制再结晶有效的元素，但是，为了提高晶界腐蚀敏感性，而限制其添加量。另外，由于具有容易与Fe化合而形成脆且粗大的析晶物的特征，因此可以通过限制其添加量来改善韧性。
若Mn、Cr、Zr的含量分别为不足0.10质量％、不足0.10质量％及不足0.05质量％，则无法期待上述效果。另外，还存在抗拉强度、伸长率、韧性降低的情况。另一方面，若Mn、Cr、Zr的含量分别超过0.60质量％、0.45质量％及0.30质量％，则在熔解、铸造时容易生成粗大的作为Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系金属间化合物的析晶物，成为破裂的起点，为抗拉强度、伸长率、0.2％屈服强度、韧性及耐蚀性中的至少1种降低的原因。因此，这些元素的含量分别在Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％的范围含有一种或两种以上。予以说明，Mn优选为0.30～0.50质量％、Cr优选为0.15～0.30质量％、Zr优选为0.05～0.15质量％。
(余量：Al及不可避免的杂质)
Al合金锻造材的余量由Al及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，能够预想到的有例如Ni、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。具体而言，对于这些不可避免的杂质的元素，优选使每种元素的含量分别为0.05质量％以下且总含量为0.15质量％以下。
另外，B为不可避免的杂质，其与Ti同样也具有将铸锭的晶粒微细化且使挤压、轧制、锻造时的加工性提高的效果。但是，若其含量超过500ppm，则仍然形成粗大的析晶物，使上述加工性降低。因此，B被允许的含量不超过500ppm。予以说明，若B含量不足1ppm，则无法得到B的添加效果。因此，可以含有1ppm以上的B。
接着，对Al合金锻造材的Q相的长轴的规定进行说明。
(在产生最大应力的部位的Q相的长轴：50～500nm)
Q相(是指Q相或Q‘相)在由Al5Cu2Mg8Si6构成的析出物中通过时效处理而析出，有助于高强度化。Q相比β相、β’相(Mg2Si)较迟缓地析出，因此在Al合金锻造材的制造方法中即使进行过时效处理，也可以抑制强度的降低。就Q相的长轴而言，尤其为了高强度化，而需要为50nm以上，尤其为了提高韧性及耐蚀性中的任意一者或两者，而需要为500nm以下。此外，若Q相的长轴尺寸偏离规定，则存在强度、伸长率、韧性、耐蚀性降低的情况。因此，Q相的长轴设为50～500nm。予以说明，产生最大应力的部位(以下，适宜称作最大应力产生部位)为图3所示的部位，后面将对该部位进行叙述。
Q相的测定方法按照以下方式进行。
首先，从Al合金锻造材的最大应力产生部位切割试样。接着，“高氯酸：乙醇＝1∶9”和“硝酸：甲醇＝1∶3”两种溶液的电解研磨法制成利用透射型电子显微镜(TEM)的观察用薄膜试样。而且，将该薄膜试样的组织相对母相以＜001＞方向入射电子束，将观察面设为(100)，将透射型电子显微镜以加速电压120kV观察5个视野。观察的倍率为50万倍。而且，从观察到的组织测定Q相的长轴，计算5个视野中的Q相的平均值。即，将5个视野中的Q相的长轴的长度相加，再除以5个视野中的Q相的数量所得的值为50～500nm。图1示出在TEM中以50万倍观察时的平面的示意图。在图1中，符号30为Q相，符号31为β相。Q相30为黑色的针状且较长，β相31为针状，但是由于与母相匹配地析出，因而母相以应变、咖啡豆状的形态被观察到。Q相30的长轴为该针状的纵长方向。而且，例如将该示意图的图像设为1个视野，并设为5个视野的Q相30的平均值。
Q相的长轴的测定部位例如只要为以下说明的包含最大应力产生部位的宽度方向截面即可。
Q相的长轴通过成分组成及淬火处理、干燥处理、过时效处理的调质工序的条件来控制。
接着，对与Al合金锻造材的晶粒有关的规定进行说明。
(在产生最大应力的部位的平均结晶粒径：以短轴计为50.0μm以下)
平均结晶粒径对机械性质产生影响。若在最大应力产生部位的平均结晶粒径以短轴计为50.0μm以下，则Al合金锻造材的强度提高。因此，在最大应力产生部位的平均结晶粒径以短轴计优选为50.0μm以下。从使强度进一步提高的观点出发，平均结晶粒径更优选为45.0μm以下、进一步优选为40.0μm以下。予以说明，下限值并无特别规定，但是，在理论上，短轴的平均结晶粒径越小越优选，实质上以5.0μm作为界限。予以说明，最大应力产生部位为图3所示的部位，在后面将对该部位进行叙述。
平均结晶粒径可以利用在短轴的切片法来计算。即，如图2所示，将Al合金锻造材的表面或切断面利用适当的腐蚀液进行蚀刻后，利用光学显微镜以50倍进行拍摄，在与晶粒直径的长轴正交的方向划引直线，测定该直线上的晶粒数，用测定的晶粒数除以直线的长度，由此可以计算平均结晶粒径。
平均结晶粒径的测定部位例如只要为以下说明的包含最大应力产生部位的宽度方向截面即可。
平均结晶粒径通过成分组成、锻造条件及调质工序的条件来控制。
(在包含产生最大应力的部位的宽度方向截面中的再结晶晶粒所占的面积率：30.0％以下)
在Al合金锻造材中，在包含产生最大应力的部位的宽度方向截面中的再结晶晶粒所占的面积率优选为30.0％以下。若再结晶晶粒所占的面积率为30.0％以下，则Al合金锻造材的强度、韧性提高。另外，下限值并无特别规定，面积率越小越优选。予以说明，宽度方向截面是指使面积最小时的截面。
在包含最大应力产生部位的宽度方向截面中的再结晶晶粒所占的面积率通过均质化热处理温度、锻造时的锻造开始温度(起始温度)、锻造结束温度(终止温度)、固溶化热处理条件来控制。
接着，以图3、4所示的汽车底盘部件为例对Al合金锻造材的最大应力产生部位进行说明。
图3、4为本发明的Al合金锻造材即汽车底盘部件的代表形状。另外，图3为表示汽车底盘部件1的整体形状和产生最大应力的臂部特定部位的俯视图，图4为图3的A－A线剖视图(产生最大应力的臂部特定部位的宽度方向的剖视图)。
在图3中，汽车底盘部件1由被锻造为该形状的铝合金锻造材构成。汽车底盘部件1包含大概如图3所示的大致三角形的整体形状，并通用具有在各三角形的各顶点部分具有球窝接头等的接合部5a、5b、5c、且由臂部2a、2b分别将其连接的形状。臂部2a、2b在其宽度方向的各周边部(两侧端部)具有贯穿臂部的各纵长方向延伸的肋。臂部2a具有肋3a、3b，臂部2b具有肋3a、3c。另外，臂部2a、2b在其宽度方向的各中央部具有贯穿臂部的各纵长方向而延伸的腹板。臂部2a具有腹板4a，臂部2b具有腹板4b。
在此，各肋3a、3b、3c在汽车底盘部件中通用，但其宽度比较窄且壁厚比较厚。相对于此，各腹板4a、4b在汽车底盘部件中通用，但与3a、3b、3c相比壁较薄且为壁厚10mm以下的宽幅。因此，臂部2a、2b在其宽度方向的截面的汽车底盘部件中通用，且具有大致H型的截面形状。在该大致H型的截面形状中，两纵壁部分是指肋3a、3b、3c，中央的横壁部分是指腹板4a、4b。
以如以上所示的整体结构和形状为前提，就通常的汽车底盘部件而言，有时按照使在使用中产生最大应力的(负载最大应力)特定部位成为肋部的球窝接头部侧的方式对臂部2a、2b和球窝接头部5a、5b、5c进行结构设计。该最大应力产生部位当然根据其结构设计条件而有所不同，但是大多为任一肋部。
在图3的汽车底盘部件中，使用中产生最大应力的(负载最大应力)特定部位为图3的斜线所示的、在肋部的球窝接头部侧的纵长方向延伸的斜线部。即，在该图3的例子中为斜线所示的、球窝接头部5a侧的臂部2a的单侧，其为部分包含肋3a和腹板4a的部位。而且，该臂部的部分中在宽度方向截面的最大应力产生部位是在截面不均匀、且图4中以○包围所示的、肋3a的上端侧的6a部分。另外，当在使用中产生最大应力的特定部位不仅为肋3a而且还涉及肋3b侧的情况下，在图4中以○包围所示的、肋3b的上端侧的6b也成为在使用中产生最大应力的部位。
在汽车底盘部件中，当然，在与其他构件的接头部5a、5b、5c等也产生较大的应力(负载)，但是并非最大应力。汽车底盘部件的最大应力如图3那样在由臂部的整体形状或形状要件确定的、特定的肋部的球窝接头部侧部位产生。但是，最大应力产生部位有时根据汽车底盘部件的形状、制造商的要求特性等发生变化。然而，无论最大应力产生部位位于何处，只要规定在其最大应力产生部位的平均结晶粒径、并且规定在包含其最大应力产生部位的宽度方向截面中再结晶晶粒所占的面积率即可。
在此，若在应该具有强度的、臂部的最大应力产生部位的尤其肋部分或者包含该肋部分的腹板部分容易产生晶粒的粗大化，则难以在维持较高的臂部乃至汽车底盘部件整体的强度的同时实现轻质化。
因此，在本发明中，规定包含图3中以斜线所示的、负载有最大应力的臂部的特定部位(球窝接头部5a侧的臂部2a的单侧：分别部分包含肋3a和腹板4a这两者的部位)的宽度方向截面中再结晶晶粒所占的面积率。予以说明，若能够制造，则优选的是：不仅负载有该最大应力的臂部的特定部位如上述所示，还优选使臂部2a、2b整体的组织如上述所示
在本发明中，优选对在负载有最大应力的臂部2a的宽度方向截面组织中上述包含最容易再结晶的分模线(PL部位)的两个部位的再结晶晶粒所占的面积比例(也称作再结晶面积比例)进行限定。该两个部位为图4的肋3a的宽度方向截面中的组织全部和与其邻接的腹板4a的宽度方向截面中的组织全部这两个部位。由此，优选对合并肋和腹板的臂部的再结晶面积比例进行限定。
腹板4a也与PL部位同样容易再结晶。而且，该腹板的晶粒的大小(再结晶面积比例)也对强度产生较大影响。另外，腹板的锻造的加工度与肋不同，因此肋的再结晶面积比例与腹板的再结晶面积比例不同的可能性高。因此，在规定负载有最大应力的臂部的再结晶面积比例的情况下，优选规定腹板和肋这两者。
由此，抑制负载有最大应力的臂部(尤其肋部和腹板部)的再结晶而增加亚晶粒，使晶粒微细化为50.0μm以下左右，并抑制该臂部的晶界断裂，使汽车底盘部件的强度、韧性提高。
肋的规定部位以图4的肋3a的宽度方向截面的组织全体中在宽度方向截面负载有最大应力的部位来规定(测定)。具体而言，以图4中包含以○包围的肋3a的上端侧的6a部分的7和包含上述最容易再结晶的分模线(PL部位)的8的各部分的2个部位来规定(测定)。即，优选：以肋的宽度方向截面的组织全体中的组织为代表，将这些测定部位7、8的再结晶晶粒所占的面积比例限定成以平均面积率计为30.0％以下，增加亚晶粒，使平均晶粒微细化为50.0μm以下左右。由此，抑制肋部的晶界断裂，使汽车底盘部件的强度、韧性提高。
另外，腹板的规定部位以图4的腹板4a的宽度方向截面的组织全体中包含上述最容易再结晶的分模线(PL部位)的9的部位来规定(测定)。即，优选：以腹板的宽度方向截面的组织全体中的组织为代表，将该测定部位9的再结晶晶粒所占的面积比例限定成以平均面积率计为30.0％以下，增加亚晶粒，使平均晶粒微细化为50.0μm以下左右。由此，抑制腹板的晶界断裂，使汽车底盘部件的强度、韧性提高。
(再结晶面积比例的测定)
再结晶晶粒所占的面积比例可以按照以下方式来测定。首先，对肋及腹板的上述各观察部位(截面组织)试样机械研磨0.05～0.1mm后，用氯化铜进行蚀刻。对规定部位利用数码相机等进行拍摄后，对其进行图像处理，计算再结晶面积相对于观察视野面积的比例。再结晶晶粒由于尺寸较大，因此容易对光进行反射，使颜色较浅，其他包含亚结晶的晶粒由于尺寸较小，因此颜色较深。由此，能够根据上述彼此间的尺寸的不同、该颜色的深浅的不同来进行识别，能够进行图像处理。
通过以上的组织规定，使尤其作为最大应力产生部位的臂部的肋部分、腹板部分(主要为臂部的最大应力产生部位)高强度化、高韧性化。而且，即使是具有由壁厚为10mm以下的薄壁且较宽幅的中央部的腹板、和宽度比该腹板窄且周边部厚的肋构成的截面大致为H型的臂部的汽车底盘部件，也能使其高强度化、高韧性化及高耐蚀性化。即，即使是具有轻质化的形状的锻造材汽车底盘部件，也能使其高强度化、高韧性化及高耐蚀性化。
予以说明，在此，以图3、4所示形状的汽车底盘部件(Al合金锻造材)为例对最大应力产生部位进行说明，但是即使最大应力产生部位为其他形状，也可以同样地考虑。
(H型截面形状以外的截面形状)
在此，本发明的汽车底盘品中的上述组织的规定也可以适用于例如由肋和腹板构成的除H型截面形状以外的任意截面形状。例如在微组织的最大应力产生部位的横向截面组织中也可以应用本发明的上述组织的规定。具体而言，若使在包含最大应力产生部位的宽度方向截面的组织中观察到的再结晶晶粒所占的面积率为30.0％以下，则可以使最大应力产生部位的截面的强度、韧性提高。
以上说明的本发明的Al合金锻造材能够作为汽车、船舶等运输机的结构材料或部件用途来使用。尤其可以适合用于汽车底盘构件。作为汽车底盘构件，可列举例如上臂、下臂等。作为最终制品形状的一例，可列举具有图3、4所示的、由宽度较窄且周边部较厚的肋和壁厚10mm以下的薄壁且较宽幅的中央部的腹板构成的大致H型的截面形状的臂部的汽车底盘部件。
另外，本发明的Al合金锻造材可以实施过表面处理。
通过实施表面处理，使Al合金锻造材的耐蚀性进一步提高。在后述的表面处理工序中对表面处理进行说明。
另外，本发明的Al合金锻造材优选将其氢气浓度规定为以下的范围。
(氢：0.25ml/100gAl以下)
对于氢气(H2)而言，特别是在Al合金锻造材的加工度变小的情况下，容易产生由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。
而且，在高强度化的运输机的结构材等中，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。
[铝合金锻造材的制造方法]
接着，对本发明的Al合金锻造材的制造方法进行说明。本发明的制造方法为上述记载的铝合金锻造材的制造方法，其包括熔解工序、铸造工序、均质化热处理工序、锻造工序和调质工序。另外，也可以根据需要包括表面处理工序、脱气工序。
(熔解工序)
熔解工序为将上述化学成分组成的Al合金熔解而制成熔液的工序。
(铸造工序)
铸造工序是将熔解制备成上述化学成分组成的熔液进行铸造制成铸锭的工序。而且，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。予以说明，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，铸造工序优选将熔液以10℃/sec以上的冷却速度冷却而制成铸锭。若为该冷却速度，则能够进一步减小存在于晶界上的Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系析晶物的平均粒径，并且能够进一步增大析晶物彼此的平均间隔。结果使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性进一步提高。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上述铸锭实施均质化热处理的工序。均质化热处理工序优选在保持温度400～560℃下对铸锭实施均质化热处理。
若保持温度为560℃以下，则上述(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系分散粒子本身不易粗大化，分散粒子本身的数量也容易增加。而且，可以使晶粒内分散存在较大量的微细分散粒子，容易得到未再结晶组织。
结果使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。
另一方面，若保持温度为400℃以上，则上述(Fe、Mn、Cr、Zr)3SiAl12系分散粒子的析出尺寸不易减小至不抑制再结晶的尺寸，对抑制再结晶有贡献的分散粒子本身的数量容易增加。另外，可以使Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系析晶物充分固溶，容易减小在后述的调质工序后的Al合金锻造材的组织的晶界上存在的Mg2Si、Al－Fe－Si－(Mn、Cr、Zr)系析晶物的平均粒径，容易使这些析晶物彼此的平均间隔增大。结果使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。因此，保持温度优选为400～560℃的范围。
予以说明，为了使分散粒子稳定地析出而在保持温度下的保持时间优选为3hr以上。进而，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)
锻造工序是以均质化热处理后的上述铸锭作为锻造原材、并对上述锻造原材进行加热而实施热锻的工序。
在锻造工序中，通过机械冲压、油压冲压等对铸锭或挤压棒等锻造原材进行热锻。此时，锻造原材的热锻的开始温度优选为500℃以上。若开始温度为500℃以上，则锻造组织中的亚晶粒组织的比例增加，锻造组织的晶界增加，因此促进Mg2Si的析出。结果使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。因此，开始温度优选为500℃以上。从抑制再结晶的观点出发，开始温度更优选为520℃以上。
另外，锻造原材的热锻的锻造结束温度优选为400℃以上。在本发明中，通过以高温进行塑性加工，从而可以促进动态恢复，并且可以降低加工后的位错密度。结果可以抑制由再结晶所致的晶粒粗大化。由此，通过使Al合金锻造材的组织为未再结晶组织，从而可以使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。若锻造结束温度为400℃以上，则促进动态恢复，使Al合金锻造材的强度、韧性、耐蚀性提高。因此，锻造结束温度优选为400℃以上。更优选为420℃以上。
进而，为了使Al合金锻造材中残留的铸造组织消失、且使强度和韧性进一步提高，作为锻造原材，可以使用将铸锭均质化热处理后进行挤压、轧制加工后的材料。
而且，为了使锻造原材的热锻的锻造结束温度成为优选的400℃以上、更优选的420℃以上，需要设法在热锻之前实施再加热、或者使用能够保持在高温的模具等。
予以说明，热锻优选以机械锻造方式来进行，锻造次数也优选以3次以内来进行。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。作为最终制品形状的一例，可列举如图3所示的汽车底盘部件。予以说明，锻造后的锻造材可以通过修剪来除去不需要的部分。
(调质工序)
调质工序是为了得到Al合金锻造材所需的强度、韧性及耐蚀性而在锻造工序之后进行固溶化处理、淬火处理、干燥处理和过时效处理的工序。通常，调质工序具体而言包括T6(固溶化处理及淬火处理后，得到最大强度的人工时效硬化处理)、T7(固溶化处理及淬火处理后，超过得到最大强度的人工时效硬化处理条件而进行过时效处理)、T8(固溶化处理及淬火处理后，进行冷加工，再得到最大强度的人工时效硬化处理)等。
在本发明中，调质工序在上述锻造工序之后依次实施固溶化处理、在20～70℃且30分钟以内的淬火处理、1hr以内的干燥处理和在180～220℃且2～24hr的过时效处理。
固溶化处理优选在保持温度500～580℃的范围进行。若保持温度为500℃以上，则促进固溶化，使Mg2Si的固溶变多，0.2％屈服强度提高。另一方面，若保持温度为580℃以下，则不易产生局部的熔融、晶粒的粗大化，使0.2％屈服强度提高。因此，保持温度优选为500～580℃。
予以说明，为了保证0.2％屈服强度，固溶化处理的保持时间、升温速度优选设为保持时间20分钟～20小时且升温速度100℃/hr以上。在此，Al合金锻造材的升温速度为从固溶化处理的投入时温度至到达保持温度的平均升温速度。
淬火处理在20～70℃的温度进行。若淬火处理的温度不足20℃，则因被骤冷而使锻造材内部与外部的温度变大，产生应变。另一方面，若淬火处理的温度超过70℃，则冷却速度过缓，在冷却途中形成不利于强度的粗大析出物，无法得到充分的0.2％屈服强度。另外，淬火处理的温度对Q相产生影响。因此，淬火处理的温度设为20～70℃。优选为30～60℃。
另外，淬火处理的时间设为30分钟以内。若淬火处理的时间超过30分钟，则淬火中开始析出，无法得到充分的0.2％屈服强度。另外，淬火处理的时间对Q相产生影响。因此，淬火处理的时间设为30分钟以内。予以说明，淬火处理的时间的下限根据Al合金锻造材的尺寸、质量而发生变化，只要设为用于得到淬火处理的效果所需的时间即可。
淬火处理通过在水中、温水中浸渍或者喷淋水或温水的冷却来进行，为了防止韧性、疲劳特性的降低，优选以40℃/sec以上的冷却速度进行。另外，在固溶化处理中可以适当使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。
若在Al合金锻造材的表面残留水分，则氢原子从附着于表面的水分中浸入到Al合金锻造材中，在时效处理时成为氢分子而膨胀，出现被称作起泡(膨胀)的表面缺陷。因此，在淬火处理之后，使Al合金锻造材充分干燥后再对其进行时效处理。其中，干燥处理的时间设为1hr以内。若干燥处理的时间超过1hr，则如后述那样，因自然时效而形成不利于强度的析出物(团簇I)。
接着，对干燥处理进行具体地说明。
图5为用于对淬火处理后的干燥时间较长的情况下的组织进行说明的示意图。图6为用于对淬火处理后的干燥时间较短的情况下的组织进行说明的示意图。图7为表示干燥时间较长的情况与干燥时间较短的情况下的、时效处理的时间与铝合金锻造材的强度的关系的图表。
对于淬火处理后的组织而言，通过干燥处理而在晶粒生成不利于强度的析出物即团簇I及有助于强度的析出物即团簇II。其中，如后述那样，在干燥时间较短的情况下，有时也无法生成团簇II。团簇I及团簇II是Si、Mg、Cu凝聚而成的团簇。
如图5所示，若淬火处理后的干燥时间较长(超过1hr)，干燥处理后在晶粒10生成大量团簇I21和少量团簇II22。
而且，在时效处理的初期，团簇I21因再固溶逐渐消失。另一方面，团簇II22成为析出物，经由Q相30及β相31的前体即G.P.区25而成为Q相30(有时也成为β相31)。另外，也生成新的G.P.区25。该G.P.区25是时效处理中所生成的新的团簇II22发生变化而成的。
而且，在时效处理完成时，G.P.区25成为Q相30或β相31。团簇I21因再固溶而消失。
予以说明，如图7所示，在干燥时间较长的情况(符号L)下，与干燥时间较短的情况(符号S)相比，强度的峰更延迟。
若干燥时间较长，则生成大量团簇I21，由此使再固溶的时间的量、强度的峰迟缓。因此，由团簇II22生成的Q相30、β相31变得过于过时效，如图7所示，在干燥时间较长的情况(符号L)下，与干燥时间较短的情况(符号S)相比，Al合金锻造材的峰强度降低。
另一方面，如图6所示，若淬火处理后的干燥时间较短(1hr以内)，则干燥处理后在晶粒10生成少量团簇I21。予以说明，仅生成微量或几乎不生成团簇II22。
而且，在时效处理的初期，团簇I21因再固溶而逐渐消失。另一方面，生成G.P.区25。该G.P.区25是在时效处理中所生成的新的团簇II22发生变化而成的。
予以说明，在干燥时间较短的情况下，与干燥时间较长的情况相比，在干燥处理中所生成的团簇I21更少，因此在时效处理中所生成的新的团簇II22增加。因此，在时效处理的初期所生成的G.P.区25比干燥时间长的情况增多。
而且，在时效处理完成时，G.P.区25成为Q相30或β相31。另一方面，团簇I21因再固溶而消失。
予以说明，在干燥时间较短的情况下，即使进一步进行时效处理，也不会生成有助于强度的析出物。因此，如图7所示，在干燥时间较短的情况(符号S)下，与干燥时间较长的情况(符号L)相比，强度的峰提前。
进而，若干燥时间短，则生成微量的不利于强度的团簇I21，因此在有助于强度的团簇II22凝聚的Si、Mg、Cu量增加。因此，如图7所示，在干燥时间较短的情况(符号S)下，与干燥时间较长的情况(符号L)相比，Al合金锻造材的强度提高。
如以上说明的那样，通过将干燥处理的时间设为1hr以内，从而可以使Al合金锻造材的强度提高。进而，通过使强度的峰提前，从而可以缩短时效处理的时间，并且可以提高生产率。因此，干燥处理的时间设为1hr以内。优选为0.5hr以内。干燥只要能够使表面充分干燥，则利用以往公知的方法进行即可。予以说明，Al合金锻造材的表面最好以不残留水分が的方式进行干燥。例如，可以通过使用送风机来使其强制性地干燥10秒钟。
接着，对时效处理进行说明。
Al合金锻造材的耐蚀性、耐应力腐蚀裂纹性与晶界析出物具有很大关系。若时效硬化处理为亚时效或峰值时效，则微细的晶界析出物以高密度析出，因此容易连续产生以晶界析出物为起点的腐蚀。在此，通过进行过时效处理，从而使晶界析出物粗大化。通过进行过时效处理，从而使晶界析出物的间隔变宽，因此在进行一定量的腐蚀后不易再进行腐蚀。结果：能够通过进行过时效处理而使其不易腐蚀。
另外，过时效处理的温度和时间对过时效处理后的Q相产生大幅影响。因此，在考虑迄今为止的制造过程的基础上，需要选择用于得到所需的0.2％屈服强度、且得到所需的韧性、伸长率、耐蚀性的条件。该点还根据合金元素量、直至过时效处理的制造过程(条件)而有所不同，需要进行各个制造工序、制造设备的确认，但是，为了提高强度、韧性及耐蚀性，过时效处理从180～220℃×2～24hr的范围进行选择。
若处理温度不足180℃或处理时间不足2hr，则过时效处理变得不充分，强度及耐蚀性降低。另外，若处理温度超过220℃或者处理时间超过24hr，则强度、伸长率及韧性降低。因此，过时效处理设为180～220℃且2～24hr。处理温度优选为180～200℃。另外，处理时间优选为4～12hr。
予以说明，在过时效处理中可以适当使用空气炉、感应加热炉、油浴等。
(表面处理工序)
表面处理工序是对上述调质工序后的Al合金锻造材进行表面处理的工序。
作为表面处理的方法，可列举例如采用阳离子电沉积、表面涂装(例如GEOMET(注册商标)、粉体涂装)的表面处理。阳离子电沉积、表面涂装的方法并无特别规定，只要利用以往公知的方法进行即可。
通过实施表面处理，从而进一步提高Al合金锻造材的耐蚀性。
另外，作为表面处理，可以进行喷丸处理。
喷丸处理的方法并无特别规定，只要利用以往公知的方法进行即可。
通过进行喷丸处理，从而对铝合金锻造材的表面负载压缩的残留应力，可以降低作为应力腐蚀裂纹的原因的拉伸应力。
在本发明的化学成分组成中，Cu添加量多的化学成分组成在90天内不会产生应力腐蚀裂纹，可靠性提高，因此进一步进行了长时间即180天内的应力腐蚀裂纹试验，结果产生了应力腐蚀裂纹。对此，使用玻璃珠，在0.3MPa下进行90秒的喷丸处理，结果即使在180天也未产生应力腐蚀裂纹。
另外，本发明的制造方法优选在熔解工序与铸造工序之间包含脱气工序。
(脱气工序)
脱气工序为从在熔解工序所熔解的熔液中除去氢气(脱气处理)而将铝合金100g中的氢气浓度控制为0.25ml以下的工序。而且，优选的是：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，脱氢气装置使用旋转喷嘴惰性浮选(SNIF；Spining Nozzle Inert Floatation)或多孔塞(porousplug)(参照日本特开2002－146447号公报)，通过向熔液喷吹氩等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。而且，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，用乙醇和丙酮进行超声波清洗，然后通过例如惰性气体气流熔解热导系数法(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，用硝酸除去表面的氧化皮膜，用乙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。
[第一实施例]
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。而且，将该铸锭按升温速度5℃/min以550℃×4hr进行均质化热处理。
进而，在锻造开始温度为520℃、锻造结束温度为420℃的条件下，通过使用上下模具的机械锻造，按照使总锻造加工率达到75％的方式，进行3次热锻，制造图3、4所示的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4hr的固溶化处理，然后以40℃进行15分钟的水冷(水淬火)，进行10分钟的干燥处理直至水分消失。继而用空气炉在190℃进行了5hr的过时效处理。
而且，从上述Al合金锻造材的最大应力产生部位采集3个试验片，如表2所示，测定短轴的平均晶粒直径、面积率、Q相的长轴尺寸作为组织的形态。另外，作为Al合金锻造材的特性，对作为强度指标的抗拉强度及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(机械性质)进行了调查。另外，表2的各值表示3个采集试验片各自的平均值。予以说明，对于试验片，从图4的符号7的部位采集JISZ2241(2011)的4号试验片的亚尺寸即平行部的径φ7mm、标点距离25mm、全长90mm。
平均结晶粒径(μm)在图4所示的符号7的部位进行测定。平均结晶粒径(μm)通过如下方法计算，即，将锻造材的切断面利用Barker氏液进行蚀刻后，通过光学显微镜的偏光观察以50倍进行拍摄，在与晶粒直径的长轴正交的方向划引直线，测定该直线上的晶粒数，并用测定的晶粒数除以直线的距离，从而计算得到(参照图2)。但是，关于各测定部位，按照能够除去铝合金锻造材的表面的再结晶层的方式进行设定，例如在此设定为除去距离铝合金锻造材的表面2mm的部位后的部位。
再结晶晶粒所占的面积比例按照以下方式来测定。予以说明，对于肋，在图4所示的符号7和符号8的各部分的2个部位进行测定。对于腹板，在图4所示的符号9的部位进行测定。
将肋及腹板的上述各观察部位(截面组织)试样机械研磨0.05～0.1mm后，利用氯化铜进行蚀刻。将规定部位利用数码相机进行拍摄后，对其进行图像处理，计算再结晶面积相对于观察视野面积的比例。
Q相的长轴在图4所示的符号7的部位进行测定。Q相的长轴按照以下方式来测定。首先，通过使用了“高氯酸：乙醇＝1：9”和“硝酸：甲醇＝1：3”两种溶液的电解研磨法制成利用透射型电子显微镜(TEM)的观察用薄膜试样(厚度700～1200nm)。而且，将该薄膜试样的组织相对母相以＜001＞入射电子束，将观察面相对母相设为(100)，将透射型电子显微镜以加速电压120kV观察5个视野。观察的倍率为50万倍。而且，从观察到的组织测定Q相的长轴，计算5个视野中的Q相的平均值。
另外，抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率的测定依据JISZ2241(2011)的规定进行。另外，夏比冲击值依据JISZ2242(2005)的规定进行。予以说明，在抗拉强度为380MPa以上、0.2％屈服强度为360MPa以上、伸长率为10％以上、夏比冲击值为10J/cm2以上时，设为良好。
另外，另行从Al合金锻造材采集C环试验片，进行应力腐蚀裂纹试验。应力腐蚀裂纹试验条件是使用上述C环试验片依据ASTM G 47(2011)的交替浸渍法的规定进行。试验条件是在试验片的LT方向的负载有屈服强度的75％的应力的状态对C环试验片反复进行90天的在盐水中的10分钟浸渍和从盐水中提起而自然干燥50分钟的操作，确认是否产生试验片的应力腐蚀裂纹。产生应力腐蚀裂纹的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为×(不良)；未产生应力腐蚀裂纹但是产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、晶界腐蚀的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为○(良好)，铝合金部完全未腐蚀的情况当作耐应力腐蚀裂纹性为◎(特别良好)。将这些结果示于表2中。
[表1]
[表1]
(注)下划线为偏离本发明的技术方案(方案1)的情况。“-”表示不含有。
[表2]
[表2]
(注)下划线为偏离本发明的技术方案(方案1)及评价基准的情况。
如表1、表2所示，满足本发明的技术方案的Al合金锻造材(No.1～18：实施例)的抗拉强度、0.2％屈服强度、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，不满足本发明的技术方案的Al合金锻造材(No.19～35：比较例)具有以下的不良情况。
在No.19中，Mg含量不足下限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此0.2％屈服强度、伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.20中，Mg含量超过上限值，因此伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.21中，Si含量不足下限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此全部的评价项目差。在No.22中，Si含量超过上限值，因此伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.23中，Cu含量不足下限值，未形成Q相，因此抗拉强度、0.2％屈服强度差。在No.24中，Cu含量超过上限值，Q相的长轴尺寸超过上限值，因此伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.25中，Mg、Si及Cu的含量超过上限值，Q相的长轴尺寸超过上限值，因此伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。
在No.26中，不含有Mn、Cr及Zr，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率及夏比冲击值差。在No.27中，Mn含量超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度及夏比冲击值差。在No.28中，Cr含量超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.29中，Zr含量超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.30中，Mn、Cr及Zr的含量超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率及夏比冲击值差。
在No.31中，Fe含量超过上限值，因此伸长率、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.32中，Fe含量不足下限值，因此在铸造时产生破裂，不能锻造。在No.33中，Ti含量超过上限值，因此夏比冲击值差。在No.34中，Mn、Cr及Zr的含量均不足下限值，因此抗拉强度及0.2％屈服强度差。在No.35中，不含有Ti，因此铸造组织变得粗大，在锻造时产生破裂。
[第二实施例]
在表3所示的条件下，制作图3、4所示的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。予以说明，在各样品中，均质化热处理在保持温度为550～570℃的范围、保持时间为4小时的条件下进行，并且在锻造开始温度为500～520℃的范围、锻造结束温度为380～420℃的范围的条件下进行。另外，在固溶化处理温度为550～580℃的温度范围进行。其他的调质工序的条件如表3所示。予以说明，其他的制造条件与第一实施例同样。
而且，从上述Al合金锻造材的最大应力产生部位采集3个试验片，如表3所示，测定短轴的平均晶粒径、面积率、Q相的长轴尺寸作为组织的形态。另外，作为Al合金锻造材的特性，对作为强度的指标的抗拉强度及0.2％屈服强度、伸长率等的拉伸特性、作为韧性的指标的夏比冲击值(机械性质)进行了调查。另外，表3的各值表示3个采集试验片的各自的平均值。组织的形态的测定方法及Al合金锻造材的特性的评价方法与第一实施例同样。将这些结果示于表3中。
[表3]
[表3]
如表3所示，满足本发明的技术方案的Al合金锻造材(No.36～40：实施例)的抗拉强度、0.2％屈服强度、夏比冲击值及耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，不满足本发明的技术方案的Al合金锻造材(No.41～47：比较例)具有以下的不良情况。
在No.41中，调质工序的淬火温度不足下限值，Q相的长轴尺寸超过上限值，因此伸长率及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.42中，调质工序的淬火温度及淬火时间超出上限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此抗拉强度及0.2％屈服强度差。在No.43中，调质工序的干燥时间超出上限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度及伸长率差。
在No.44中，调质工序的过时效处理温度超出上限值，Q相的长轴尺寸超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率及夏比冲击值差。在No.45中，调质工序的过时效处理温度不足下限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度及耐应力腐蚀裂纹性差。在No.46中，调质工序的过时效处理时间超出上限值，Q相的长轴尺寸超过上限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度、伸长率及夏比冲击值差。在No.47中，调质工序的过时效处理时间不足下限值，Q相的长轴尺寸不足下限值，因此抗拉强度、0.2％屈服强度及耐应力腐蚀裂纹性差。
[第三实施例]
在表4所示的条件下对Al合金锻造材进行表面处理，并对耐应力腐蚀裂纹性进行了评价。评价方法与第一实施例同样。
[表4]
[表4]
如表4所示，与未进行表面处理的No.51的铝合金锻造材相比，进行了表面处理的No.48～50的铝合金锻造材的耐应力腐蚀裂纹性优异。
本申请要求以申请日为2014年3月27日的日本专利申请即日本特愿第2014－066679号及申请日为2014年12月19日的日本专利申请即日本特愿第2014－258032号作为基础申请的优先权，日本特愿第2014－066679号及日本特愿第2014－258032号作为援引于本说明书中。
符号说明
1 汽车底盘部件(铝合金锻造材)
2a、2b 臂部
3a、3b、3c 肋
4a、4b 腹板
5a、5b、5c 接头部
6a、6b 最大应力产生部位(截面方向)
7、8、9 试样采集部位
10 晶粒
21 团簇I
22 团簇II
25 G.P.区
30 Q相
31 β相

Claims (1)

1.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，为如下的铝合金锻造材的制造方法，所述锻造材包含Mg：0.70～1.50质量％、Si：0.80～1.30质量％、Cu：0.30～0.90质量％、Fe：0.10～0.40质量％、Ti：0.005～0.15质量％，还包含Mn：0.10～0.60质量％、Cr：0.10～0.45质量％及Zr：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上，余量由Al及不可避免的杂质构成，
所述方法包括：
熔解工序，将具有所述组成的铝合金熔解而制成熔液；
铸造工序，对所述熔液进行铸造而制成铸锭；
均质化热处理工序，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材，对所述锻造原材进行加热而实施热锻；和
调质工序，在所述锻造工序之后，依次实施固溶化处理、在20～70℃且30分钟以内的淬火处理、10分钟以上1hr以内的干燥处理和在180～220℃且2～24hr的过时效处理。
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