CN118207454A - 铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种常温下的机械特性优异的铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法。铝合金制锻造件具有以下的合金组成，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，将长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将长大部与连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

Description

铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法

技术领域

本发明涉及铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法。

本申请基于2022年12月15日在日本提出申请的日本特愿2022-200528号和2023年11月9日在日本提出申请的日本特愿2023-191856号主张优先权，将其内容引用于此。

背景技术

近年来，铝合金利用其轻量性作为各种产品的结构构件的用途正在扩大。例如，在汽车的行驶部件和保险杠部件中，至今为止一直使用高强度钢。另一方面，近年来开始使用高强度铝合金材料。

另外，在汽车部件中，例如对于悬架臂那样的长大状部件一直专门使用铁系材料。另一方面，近年来以轻量化为主要目的，大多被替换为铝材料或铝合金材料。

在这些汽车部件中，由于要求优异的耐蚀性、高强度和优异的加工性，因此作为铝合金材料大多使用Al-Mg-Si系合金，特别是A6061。并且，为了提高强度，这种汽车部件以铝合金材料作为加工用坯料，进行作为塑性加工之一的锻造加工而制造。

另外，最近，由于需要降低成本，因此，不挤压而将铸造构件直接作为坯料锻造后，实施进行固溶处理和人工时效处理的处理(T6处理)而得到的悬架部件开始实用化，以进一步轻量化为目的，正在推进代替以往的A6061的高强度合金的开发(例如参照专利文献1～3)。

现有技术文献

专利文献1：日本特开平5-59477号公报

专利文献2：日本特开平5-247574号公报

专利文献3：日本特开平6-256880号公报

发明内容

近年来，从削减CO₂排放量的观点出发，在要求汽车轻量化的过程中，铝的需求有增加的倾向。但是，作为钢铁材料的替代品，需要进一步的高强度化。另一方面，作为铝的高强度化的方法之一，已知在塑性加工和固溶处理工序中抑制成为再结晶组织，使晶体粒径微细化。

但是，上述Al-Mg-Si系的高强度合金在锻造和热处理工序中加工组织再结晶，产生粗大晶粒，由此，存在无法得到足够高的强度的问题。因此，为了防止粗大再结晶晶粒生成，而添加Zr(锆)防止再结晶(例如参照上述专利文献1、2)。

但是，添加Zr尽管有防止再结晶的效果，但存在如下问题。

(1)由于Zr的添加，Al-Ti-B系合金的晶粒微细化效果减弱，铸造件本身的晶粒变大，导致塑性加工后的加工件(锻造件)的强度降低。

(2)由于铸造件本身的晶粒微细化效果减弱，铸造件容易产生裂纹，内部缺陷增加，成品率恶化。

(3)Zr与Al-Ti-B系合金形成化合物，化合物沉积在贮存合金熔液的炉底，污染炉子，同时，在制造出的铸造件中，这些化合物也在铸造件中粗大地结晶，使强度降低。

这样，Zr的添加虽然有防止再结晶的效果，但难以维持强度的稳定性。

本发明是鉴于这样的技术背景而完成的，其目的在于提供一种常温下的机械特性优异的铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法。

本发明为了解决上述课题，提供以下的手段。

(1)一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

(2)一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

(3)一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项记载的铝合金锻造用坯料，所述含有Mn的析出物的尺寸为0.2μm以下。

(5)一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，具有以下的合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

(6)一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

(7)一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

(8)根据上述(5)～(7)中任一项记载的铝合金制锻造件，其用于悬架臂。

(9)一种铝合金制锻造件的制造方法，是制造上述(5)～(7)中任一项记载的铝合金制锻造件的方法，具有：合金熔液形成工序，形成合金组成与所述铝合金制锻造件相同的铝合金熔液；铸造工序，将在所述铝合金熔液形成工序中得到的铝合金熔液冷却并凝固，形成铝合金铸造件；锻造工序，对经过所述铸造工序而得到的铝合金铸造件，在加热温度450℃以上且560℃以下的温度下进行锻造加工；固溶处理工序，对所述锻造工序中得到的锻造件，进行在530℃以上且560℃以下的处理温度下保持0.3小时以上且3小时以下的固溶处理；淬火处理工序，在所述固溶处理工序完成后5秒以上且60秒以下的范围内使锻造件的全部表面与淬火水接触，在水槽内进行1分钟以上且30分钟以下的淬火；以及时效处理工序，对所述淬火处理工序后的锻造件，在170℃以上且210℃以下的加热温度进行0.5小时以上且7小时以下的时效处理。

(10)根据上述(9)记载的铝合金制锻造件的制造方法，在所述铸造工序与所述锻造工序之间还具有均质化热处理工序，所述均质化热处理工序中将所述铝合金铸造件在370℃以上且560℃以下的温度范围保持2小时以上且10小时以下而进行均质化热处理。

根据本发明，能够提供在常温下的机械特性优异的铝合金锻造用坯料、铝合金制锻造件及其制造方法。

附图说明

图1是表示本发明一实施方式的铝合金制锻造件的一例的立体图。

图2是表示本发明一实施方式的铝合金制锻造件的另一例的平面图。

图3是表示本发明一实施方式的铝合金制锻造件的又一例的立体图。

图4是表示用于制造本发明一实施方式的铝合金制锻造件的水平连铸装置的铸模附近的一例的截面图。

图5是图4所示的水平连铸装置的冷却水腔附近的主要部分的放大截面图。

图6是说明水平连铸装置的冷却壁部的热流通量的说明图。

图7A是表示从本实施例中得到的铝合金制锻造件作为机械特性评价用试验片的制作用而制取的中央部和边界部的制取位置的平面图。

图7B是表示在本实施例中制作出的机械特性评价用试验片的平面图。

附图标记说明

1a、1b、1c…铝合金制锻造件

2…长大部

2a…中央部

2b…边界部

4、4a、4b、4c、4d、4e、4f、4g、4h…连结部

5…短小部

10…水平连铸装置

11…熔液接受部(中间罐)

11a…熔液流入部

11b…熔液保持部

11c…流出部

12…铸模

12a…一端侧

12b…另一端侧

13…耐火物制板状体(绝热构件)

13a…浇注用通路

21…中空部

21a…内周面

21b…另一端侧

22…流体供给管

22a…润滑剂供给口

23…冷却装置

24…冷却水腔

24a…内底面

25…冷却水喷射通路

25a…喷淋开口

26…冷却水供给管

27…冷却壁部

B…铝合金棒

M…铝合金熔液

W…冷却水

具体实施方式

以下，参照附图对本发明的实施方式详细说明。再者，以下的说明中使用的附图，为了容易理解其特征，有时为方便起见而将成为特征的部分放大表示，各构成要素的尺寸比率等不一定与实际相同。另外，在以下的说明中例示的材料、尺寸等是一例，本发明并不一定限定于此，可以在不变更其效果的范围内适当变更来实施。

[铝合金用坯料]

首先，对本发明的铝合金用坯料进行说明。

本发明一实施方式的铝合金用坯料具有以下的合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

本发明另一实施方式的铝合金用坯料具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

另外，前述的含有Mn的析出物的尺寸为0.2μm以下即可。

本实施方式的铝合金用坯料在含有Mg和Si这点上相当于6000系铝合金。

(锻造后的合金组织中含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下)

如果含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度超过4个/μm²，则变形阻力增加引起韧性、冲击性的降低，由此加工性可能下降。因此，在锻造后的合金组织中，含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下的范围。

本发明又一实施方式的铝合金用坯料具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

[铝合金制锻造件]

接着，对本发明一实施方式的铝合金制锻造件进行说明。

图1是本发明一实施方式的铝合金制锻造件的立体图。

如图1所示，铝合金制锻造件1a具有长大部2以及分别与长大部2的长度方向上的两端连接的连结部4a、4b。长大部的截面为四边形。该形状的铝合金制锻造件1a例如可以用作I型悬架臂。

铝合金制锻造件1a具有以下的铝合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。另外，在将铝合金制锻造件1a的长大部2的长度方向上的中央部2a的晶体粒径设为S1，并将长大部2与连结部4的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下。

作为本实施方式的铝合金制锻造件1a的材料的铝合金，在含有Mg和Si这点上相当于6000系铝合金。

(Cu：0.25质量％以上且0.55质量％以下)

Cu具有使Mg-Si系化合物在铝合金中微细分散的作用，并具有通过作为以Q相为首的Al-Cu-Mg-Si系化合物析出而使铝合金的抗拉强度提高的作用。通过Cu含有率在上述范围内，能够提高铝合金制锻造件1a在常温下的机械特性。

(Mg：0.85质量％以上且1.25质量％以下)

Mg具有提高铝合金的抗拉强度的作用。通过Mg向铝母相固溶，或者作为β"相等的Mg-Si系化合物(Mg₂Si)或以Q相为首的Al-Cu-Mg-Si系化合物(AlCuMgSi)析出，有助于铝合金的强化。另外，Mg₂Si具有抑制铝合金中的CuAl₂相生成的作用。通过抑制CuAl₂相的生成，铝合金制锻造件1a的耐蚀性提高。通过Mg含有率在上述范围内，能够与铝合金制锻造件1a的常温下的机械特性一同提高耐蚀性。

(Si：1.02质量％以上且1.4质量％以下)

Si与Mg同样地具有提高铝合金制锻造件1a的常温下的机械特性和耐蚀性的作用。但是，如果在铝合金中过剩地添加Si，则粗大的初晶Si粒析出，由此铝合金的抗拉强度可能降低。通过Si含有率在上述范围内，能够抑制初晶Si析出，同时提高铝合金制锻造件1a的常温下的机械特性和耐蚀性。

(Mn：0.55质量％以上且1.0质量％以下)

Mn具有通过在铝合金中形成含有Al-Mn-Fe-Si或Al-Mn-Cr-Fe-Si等金属间化合物的微细粒状结晶物，而提高铝合金的抗拉强度的作用。通过Mn含有率在上述范围内，能够提高铝合金制锻造件1a在常温下的机械特性。

(Fe：0.32质量％以上且0.65质量％以下)

Fe具有在铝合金中作为含有Al-Mn-Fe-Si、Al-Mn-Cr-Fe-Si、Al-Fe-Si、Al-Cu-Fe、Al-Mn-Fe等金属间化合物的微细结晶物结晶，由此提高铝合金的抗拉强度的作用。通过Fe的含有率在上述范围内，能够提高铝合金制锻造件1a在常温下的机械特性。

再者，Fe/Mn的关系为0.3以上且1.2以下。通过Fe/Mn的关系为1.2以下，能够抑制2.0μm以上的AlFeSi系化合物的结晶，能够提高机械特性。

(Cr：0.050质量％以上且0.30质量％以下)

Cr具有通过在铝合金中形成含有Al-Mn-Cr-Fe-Si或Al-Fe-Cr等金属间化合物的微细粒状结晶物，由此提高铝合金的抗拉强度的作用。通过Cr的含有率在上述范围内，能够提高铝合金制锻造件1a在常温下的机械特性。

(Ti：0.01质量％以上且0.1质量％以下)

Ti具有使铝合金的晶粒微细化、提高延展加工性的作用。在Ti含有率小于0.01质量％的情况下，可能无法充分得到晶粒的微细化效果。另一方面，在Ti含有率超过0.1质量％时，可能形成粗大结晶物，延展加工性降低。另外，如果在铝合金制锻造件1a中大量混入含有Ti的粗大结晶物，则有时韧性降低。因此，Ti含有率为0.012质量％以上且0.035质量％以下。Ti含有率优选为0.015质量％以上且0.050质量％以下。

(B：0.0010质量％以上且0.030质量％以下)

B具有使铝合金的晶粒微细化、提高延展加工性的作用。通过在铝合金中与上述的Ti一起添加B，晶粒的微细化效果提高。B含有率小于0.0010质量％时，可能无法充分得到晶粒的微细化效果。另一方面，如果B含有率超过0.030质量％，则可能形成粗大结晶物，作为夹杂物混入铝合金制锻造件1a中。另外，如果在铝合金的最终制品中大量混入含有B的粗大结晶物，则有时韧性降低。因此，B含有率为0.0010质量％以上且0.030质量％。B含有率优选为0.0050质量％以上且0.025质量％。

(Zr：0.0010质量％以上且0.05质量％以下)

Zr若为0.05质量％以下，则通过以Al₃Zr和Al-(Ti,Zr)的形式析出，通过再结晶抑制效果和析出强化，有助于提高铝合金制锻造件1a的强度。如果Zr含有率超过0.050质量％，则作为粗大Zr化合物结晶，从而可能导致铝合金制锻造件1a的耐蚀性降低。因此，Zr含有率为0.050质量％以下。另外，为了得到上述再结晶抑制效果和析出强化带来的锻造件强度提高的效果，优选Zr含有率为0.0010质量％以上。

(Zn：0.250质量％以下)

Zn为0.250质量％以下即可。如果Zn含有率超过0.250质量％，则生成MgZn₂，从Al母相向晶界析出，从而引起晶界腐蚀，导致铝合金锻造件的耐蚀性降低。因此，Zn含有率优选为0.250质量％以下，或者完全不含有。

(不可避免的杂质)

不可避免的杂质是从原料或制造工序中不可避免地混入铝合金中的杂质。作为不可避免的杂质的例子，可以举出Ni、Sn、Be等。这些不可避免的杂质的含有率优选不超过0.1质量％。

铝合金制锻造件1a的长大部2的长度方向上的中央部2a，例如在将长大状铝合金制锻造件1a用作车辆的悬架臂的情况下是施加最大主应力的部分。另外，铝合金制锻造件1a的长大部2与连结部4的长度方向上的边界部2b，例如在将铝合金制锻造件1a用作车辆的悬架臂的情况下是施加最小主应力的部分。再者，本实施方式的边界部2b示出长大部2和一个连结部4a的长度方向上的边界部2b，但也可以是长大部2和另一连结部4b的长度方向上的边界部。

晶体粒径是铝合金制锻造件1a的晶体粒径的偏差度的指标。晶体粒径比越接近1，表示偏差越小。将铝合金制锻造件1a的长大部2的长度方向上的中央部2a的晶体粒径设为S1，并将长大部2与连结部4的长度方向上的边界部2b的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下。

如上所述构成的本实施方式的铝合金制锻造件1a，其材料即铝合金为上述的合金组成，将铝合金制锻造件1a的长大部2的长度方向上的中央部2a的晶体粒径设为S1，并将长大部2与连结部4的长度方向上的边界部2b的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下，具有与铁系金属材料匹敌的强度。

本实施方式的铝合金制锻造件1a由于长大部2的长度方向上的中央部2a和长大部2与连结部4的长度方向上的边界部2b的晶体粒径比小且重量轻，因此能够有利地用作汽车等车辆的悬架臂用。

在图1所示的本实施方式的铝合金制锻造件1a中，一方的连结部4a为直径相对小的圆柱状，一方的连结部4b为直径相对大的圆柱状，长大部2形成为宽度从一方的连结部4a侧的端边向另一方的连结部4b侧的端边变宽的形状，但铝合金制锻造件1a的形状并不限定于此。例如，铝合金制锻造件1a的一方的连结部4a和另一方的连结部4b也可以是相同形状。长大部2的宽度也可以是恒定的。另外，长大部2也可以是弯曲的形状。连结部4也可以形成3个以上。

图2是本发明一实施方式的铝合金制锻造件的另一例的平面图。

图2所示的铝合金制锻造件1b具有3个连结部4c、4d、4e。连结部4c和连结部4d由长大部2连接，连结部4d和连结部4e由与长大部2相比长度相对短的短小部5连接。该铝合金制锻造件1b例如可以用作L型悬架臂。

图3是本发明一实施方式的铝合金制锻造件的又一例的平面图。

图3所示的铝合金制锻造件1c具有3个连结部4f、4g、4h。连结部4f和连结部4g以及连结部4f和连结部4h分别由长大部2连接。该铝合金制锻造件1b例如可以用作A型悬架臂。

本发明另一实施方式的铝合金制锻造件是具有长大部和连结部的铝合金制锻造件，具有以下的铝合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

本发明又一实施方式的铝合金制锻造件是具有长大部和连结部的铝合金制锻造件，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下。

[铝合金制锻造件的制造方法]

接着，对本实施方式的铝合金制锻造件的制造方法进行说明。

本实施方式的铝合金制锻造件的制造方法，例如包含熔液形成工序、铸造工序、均质化热处理工序、锻造工序、固溶处理工序、淬火处理工序和时效处理工序。其中，固溶处理工序根据需要进行即可，不是必需的工序。

(熔液形成工序)

熔液形成工序是将原料熔化而得到调制了组成的铝合金熔液的工序。铝合金熔液的组成与铝合金制锻造件的组成相同。即，进行调整以成为下述合金组成而得到6000系铝合金的熔液，含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。

通过使用上述组成的铝合金熔液进行此后的工序，能够得到不易发生再结晶、常温下的机械特性优异的Al-Mg-Si系铝合金制锻造件。再者，铝新块是指通过对由矿物制造出的氧化铝进行被称为电解精炼的电解而得到的浓度99％以上的铝。

铝合金熔液可以通过加热铝合金使其熔融而得到。另外，也可以通过使以生成目标铝合金的比例含有成为铝合金原料的元素的单质或含有2种以上元素的化合物的混合物熔融而成形。例如，为了控制在铸造工序中生成的铝合金的晶体粒径，也可以将Ti或B作为Al-Ti-B棒等晶粒微细化材料进行混合。

另外，作为铝合金熔液的原料，使用10％以上的1000系、2000系、3000系、4000系、5000系、6000系、7000系的铝合金的废料，余量为铝新块、上述的添加元素的原料，也可以将它们熔化而得到调制了组成的铝合金熔液。该情况下，能够得到不易发生再结晶、常温下的机械特性优异的Al-Mg-Si系铝合金锻造件。再者，铝新块是指通过对由矿物制造出的氧化铝进行被称为电解精炼的电解而得到的、例如纯度为99％以上的铝。

(铸造工序)

在铸造工序中，将铝合金的熔液(液相)冷却而凝固成固体(固相)，得到铝合金铸造件。铸造工序例如可以使用水平连铸法。

在此，图4和图5表示能够用于本实施方式的铝合金铸造件的制造的水平连铸装置。

再者，图4是表示水平连铸装置10的铸模12附近的一例的截面图。图5是水平连铸装置10的冷却水腔24附近的主要部分的放大截面图。

图4和图5所示的水平连铸装置10具有：熔液接受部(中间罐)11、中空圆筒状的铸模12、配置在该铸模12的一端侧12a与熔液接受部11之间的耐火物制板状体(绝热构件)13。

熔液接受部11由接受在上述熔液形成工序中得到的铝合金熔液M的熔液流入部11a、熔液保持部11b、向铸模12的中空部21的流出部11c构成。

熔液接受部11将铝合金熔液M的上液面的水平维持在比铸模12的中空部21的上表面高的位置，并且，在多连铸的情况下，将铝合金熔液M稳定地分配到各个铸模12中。

保持在熔液接受部11内的熔液保持部11b中的铝合金熔液M从设在耐火物制板状体13上的浇注用通路13a浇注到铸模12的中空部21内。然后，供给到中空部21内的铝合金熔液M被后述的冷却装置23冷却而固化，作为凝固铸块即铝合金棒B，从铸模12的另一端侧12b被拉出。

在铸模12的另一端侧12b设置以一定速度拉出铸造的铝合金棒B的拉出驱动装置(省略图示)即可。另外，优选设置将连续拉出的铝合金棒B切断成任意长度的同步切断机(省略图示)。

耐火物制板状体13是隔断熔液接受部11和铸模12之间的热移动的构件，例如可以由硅酸钙、氧化铝、二氧化硅、氧化铝和二氧化硅的混合物、氮化硅、碳化硅、石墨等材料构成。这样的耐火物制板状体13也可以由构成材料互不相同的多个层构成。

铸模12在本实施方式中是中空圆筒状的构件，例如由从铝、铜或它们的合金中选择的1种或组合2种以上的材料形成。这样的铸模12的材料，从热传导性、耐热性、机械强度方面考虑，选择最佳组合即可。

铸模12的中空部21为了使铸造的铝合金棒B成为圆筒棒状而形成为截面圆形，铸模12被保持成通过该中空部21的中心的铸模中心轴(中心轴)C沿着大致水平方向。

铸模12的中空部21的内周面21a朝向铝合金棒B的铸造方向(参照图4)，相对于铸模中心轴C以0°～3°(更优选为0°～1°)的仰角形成。即，内周面21a构成为朝向铸造方向呈圆锥状开口的锥状。而且，该锥形所成的角度是仰角。

如果仰角小于0°，则在从铸模12拉出铝合金棒B时，在铸模出口即另一端侧12b受到阻力，因此可能难以进行铸造。另一方面，如果仰角超过3°，则内周面21a与铝合金熔液M的接触变得不充分，从铝合金熔液M或其冷却固化后的凝固壳向铸模12的散热效果降低，从而可能凝固不充分。其结果，在铝合金棒B的表面产生再熔融表面，或者，可能导致未凝固的铝合金熔液M从铝合金棒B的端部喷出等的铸造故障，因此不优选。

再者，铸模12的中空部21的截面形状(从另一端侧21b观察铸模12的中空部21时的平面形状)除了本实施方式的圆形以外，例如也可以是三角形或矩形截面形状、多边形、半圆、椭圆或具有不存在对称轴或对称面的异形截面形状的形状等，根据铸造的铝合金棒的形状进行选择即可。

在铸模12的一端侧12a，配置有向铸模12的中空部21内供给润滑流体的流体供给管22。作为从流体供给管22供给的润滑流体，可以是从气体润滑剂、液体润滑剂中选择的任1种或2种以上的润滑流体。在供给气体润滑剂和液体润滑剂这两者的情况下，优选分别设置流体供给管。从流体供给管22加压供给的润滑流体通过环状的润滑剂供给口22a供给到铸模12的中空部21内。

在本实施方式中，被压送的润滑流体从润滑剂供给口22a供给到铸模12的内周面21a。再者，也可以是液体润滑剂被加热而成为分解气体，供给到铸模12的内周面21a的结构。另外，也可以是在润滑剂供给口22a配置多孔质材料，经由该多孔质材料使润滑流体渗出到铸模12的内周面21a的结构。

在铸模12的内部形成有使铝合金熔液M冷却、固化的冷却机构即冷却装置23。本实施方式的冷却装置23具有冷却水腔24和冷却水喷射通路25，冷却水腔24收纳用于冷却铸模12的中空部21的内周面21a的冷却水W，冷却水喷射通路25使该冷却水腔24与铸模12的中空部21连通。

冷却水腔24在铸模12的内部比中空部21的内周面21a更靠外侧，以包围中空部21的方式形成为环状，经由冷却水供给管26供给冷却水W。

铸模12通过由收纳在冷却水腔24中的冷却水W冷却内周面21a，从与铸模12的内周面21a接触的面夺取充满铸模12的中空部21内的铝合金熔液M的热，在铝合金熔液M的表面形成凝固壳。

另外，冷却水喷射通路25从面对中空部21的喷淋开口25a，在铸模12的另一端侧12b向铝合金棒B直接喷射冷却水W，从而冷却铝合金棒B。这样的冷却水喷射通路25的纵截面形状，除了本实施方式的圆形以外，例如也可以是半圆、梨形、马蹄形。

再者，在本实施方式中，将经由冷却水供给管26供给的冷却水W首先收纳在冷却水腔24中，进行铸模12的中空部21的内周面21a的冷却，另外，将冷却水腔24的冷却水W从冷却水喷射通路25向铝合金棒B喷射，但也可以是分别由独立的冷却水供给管进行供给的结构。

将从冷却水喷射通路25的喷淋开口25a的中心轴的延长线与铸造出的铝合金棒B的表面接触的位置，直至铸模12与耐火物制板状体13的接触面为止的长度称为有效铸模长度L，该有效铸模长度L例如优选为10mm以上且40mm以下。该有效模具长度L小于10mm时，由于无法形成良好被膜等而无法铸造，如果超过40mm，则强制冷却的效果变低，由铸模壁引起的凝固成为支配性的，铸模12与铝合金熔液M或铝合金棒B的接触阻力变大，可能在铸造表面产生裂纹，或在铸模内部产生开裂等，铸造变得不稳定，因此不优选。

向这些冷却水腔24的冷却水W的供给、从冷却水喷射通路25的喷淋开口25a的冷却水W的喷射，优选能够通过来自控制装置(省略图示)的控制信号分别控制动作。

冷却水腔24形成为靠近铸模12的中空部21的内底面24a相对于铸模12的中空部21的内周面21a以彼此成为平行面的方式形成。

再者，在此所说的平行也包括铸模12的中空部21的内周面21a相对于冷却水腔24的内底面24a以0°～3°的仰角形成的情况，即，也包括内底面24a相对于内周面21a超过0°而倾斜至3°的情况。

如图4所示，这样冷却水腔24的内底面24a与铸模12的中空部21的内周面21a相对的部分即铸模12的冷却壁部27，形成为从中空部21的铝合金熔液M朝向冷却水腔24的冷却水W的单位面积的热流通量值在10×10⁵W/m²以上且50×10⁵W/m²以下的范围内。

这样铸模12的冷却壁部27的厚度t、即冷却水腔24的内底面24a与铸模12的中空部21的内周面21a的间隔例如为0.5mm以上且3.0mm以下，优选为0.5mm以上且2.5mm以下的范围内形成铸模12即可。另外，铸模12的形成材料只要选择以使得铸模12的至少冷却壁部27的热传导率在100W/m·K以上且400W/m·K以下的范围内即可。

在图4中，熔液接受部11中的铝合金熔液M经由耐火物制板状体13从铸模12的一端侧12a供给，铸模12的铸模中心轴C被保持为大致水平，在铸模12的另一端侧12b被强制冷却而成为铝合金棒B。

铝合金棒B通过设置在铸模12的另一端侧12b附近的拉出驱动装置(省略图示)以一定速度拉出，因此被连续地铸造而形成长大的铝合金棒B。拉出的铝合金棒B例如通过同步切断机(省略图示)切断成所希望的长度。

再者，铸造出的铝合金棒B的组成比例如可以通过"JIS H 1305"中记载的光电测光式发光分光分析装置(装置例：日本岛津制作所制造、PDA-5500)的方法来确认。

贮存于熔液接受部11内的铝合金熔液M的液面水平的高度与铸模12的上侧的内周面21a的高度之差优选为0mm～250mm(更优选为50mm～170mm)。通过设为这样的范围，供给到铸模12内的铝合金熔液M的压力与润滑油及润滑油气化后的气体合适地平衡，因此铸造性稳定。

液体润滑剂可以使用作为润滑油的植物油。例如可以举出菜籽油、蓖麻油、色拉油。它们对环境的不良影响小，因此优选。

润滑油供给量优选为0.05mL/分钟～5mL/分钟(更优选为0.1ml/分钟以上且1ml/分钟以下)。如果供给量过少，则由于润滑不足，铝合金棒B的铝合金熔液M可能不凝固而从铸模12漏出。如果供给量过多，则剩余部分可能混入铝合金棒B中而成为内部缺陷。

从铸模12拉出铝合金棒B的速度即铸造速度优选为200mm/分钟以上且1500mm/分钟以下(更优选为400mm/分钟以上且1000mm/分钟以下)。这是因为若是该范围内的铸造速度，则在铸造中形成的结晶物的网络组织变得均匀微细，对高温下的铝原材料的变形的阻力增加，高温机械强度提高的缘故。

从冷却水喷射通路25的喷淋开口25a喷射的冷却水量优选为每个铸模10L/分钟以上且50L/分钟以下(更优选为25L/分钟以上且40L/分钟以下)。如果冷却水量比这少，则铝合金熔液M可能不凝固而从铸模12漏出。另外，铸造出的铝合金棒B的表面再熔融，形成不均匀的组织，可能作为内部缺陷残存。另一方面，在冷却水量比该范围多的情况下，铸模12的散热过大，可能在中途凝固。

从熔液接受部11内向铸模12流入的铝合金熔液M的平均温度例如优选为650℃以上且750℃以下(更优选为680℃以上且720℃以下)。如果铝合金熔液M的温度过低，则在铸模12及其跟前形成粗大结晶物，可能作为内部缺陷进入铝合金棒B的内部。另一方面，如果铝合金熔液M的温度过高，则大量氢气容易进入铝合金熔液M中，作为气孔进入铝合金棒B中，可能形成内部的空洞。

而且，在铸模12的冷却壁部27中，通过使从中空部21的铝合金熔液M朝向冷却水腔24的冷却水W的单位面积的热流通量值在10×10⁵W/m²以上且50×10⁵W/m²以下的范围内，能够防止发生铝合金棒B的烧结。

铸模12冷却壁部27通过从铝合金熔液M散热而接受热，并通过用收纳在冷却水腔24中的冷却水W冷却该热来进行热交换，关于该热交换的状态，如图6所示的说明图那样，着眼于单位面积的热流通量。单位面积的热流通量根据傅立叶定律由下式(1)表示。

Q＝－k×(T1－T2)/L (1)

Q：热流通量

k：通过热的部位(在本实施方式中为铸模12的冷却壁部27)的热传导率(W/m·K)

T1：热通过的部位的低温侧温度(在本实施方式中为冷却水腔24的内底面24a)

T2：热通过的部位的高温侧温度(在本实施方式中为铸模12的中空部21的内周面21a)

L：热通过的部位的区间长度(mm)(在本实施方式中为铸模12的冷却壁部27的厚度t)

基于在铸造时即使减少润滑油量也可得到良好结果的铸模材质、厚度、测温数据，以单位面积的热流通量值为10×10⁵W/m²以上的方式构成铸模12的冷却壁部27，由此能够防止铸造出的铝合金棒B的烧结。另外，单位面积的热流通量值优选为50×10⁵W/m²以下。

为了使铸模12的冷却壁部27处于这样的热流通量值范围，将铸模12的冷却壁部27的厚度t设定为例如0.5mm以上且3.0mm以下的范围形成铸模12即可。另外，铸模12的至少冷却壁部27的热传导率在100W/m·K以上且400W/m·K以下的范围即可。

在制造本实施方式的铝合金棒B时，使用上述的水平连铸装置10，将贮存在熔液接受部11内的铝合金熔液M从铸模12的一端侧12a连续地供给到中空部21内。另外，在向冷却水腔24供给冷却水W的同时，从流体供给管22供给润滑流体、例如润滑油。

然后，在冷却壁部27的单位面积的热流通量值为10×10⁵W/m²以上的条件下，使供给到中空部21内的铝合金熔液M冷却、凝固，铸造铝合金棒B。另外，在铸造铝合金棒B时，优选使被冷却水W冷却的铸模12的冷却壁部27的壁面温度为100℃以下。

这样得到的铝合金棒B，通过在冷却壁部27的单位面积的热流通量值为10×10⁵W/m²以上的条件下冷却、凝固，由润滑油的气体与铝合金熔液M的接触产生的反应生成物、例如碳化物的固着得到抑制。由此，不需要切削除去铝合金棒B表面的碳化物等，能够以高收率制造铝合金棒B。

由铝合金熔液M得到铸造件的铸造工序并不限定于上述水平连铸法，可以使用垂直连铸法等公知的连铸法。根据铝合金熔液M向模具(铸模12)的供给方式，垂直连铸法可分为浮动法和热顶法，以下，对使用热顶法的情况简单说明。

在热顶法中使用的铸造装置具备模具、熔液接受器(头部)等。供给到熔液接受部的熔液通过出液口，通过头部来调整流速，进入大致水平设置的筒状铸模内，在此被强制冷却，在熔液的外表形成凝固壳。

而且，冷却水直接辐射到从铸模拉出的铸造件上，在金属凝固进行直至铸造件内部的同时，铸造件被连续地拉出。一般而言，模具使用热传导性良好的金属构件，具有用于向内部导入制冷剂的中空结构。

所使用的制冷剂从工业上可利用的制冷剂中适当选择即可，但从容易利用的观点出发，推荐水。

从与熔液的接触部的传热性能及耐久性的观点出发，本实施方式中使用的模具从铜或铝等金属或者石墨中适当选择。头部通常由耐火材料制成，并设置在模具的上侧。头部的材料和尺寸根据铸造合金的成分范围和铸造件的尺寸适当选择即可，没有特别限制。

铸造时的平均冷却速度从例如10～300℃/秒等通常推荐的范围中适当选择即可。铸造速度在水平连铸中从一般的范围适当选择即可，例如从200～600mm/分钟的范围适当选择即可。

通过以上记载的铸造方法，即使是中型～大型的铸造件，也可以得到均匀的金属组织。作为对象的铸造件的直径没有特别限制，适合用于直径30～100mm的棒材。

(均质化热处理工序)

均质化热处理工序是通过对在铸造工序中得到的铝合金铸造件进行均质化热处理，进行由凝固产生的微观偏析的均质化、过饱和固溶元素的析出以及亚稳相向平衡相的变化的工序。

再者，这样的均质化热处理工序根据需要进行即可，也可以在铸造工序后直接移至锻造工序。

在本实施方式中，对在铸造工序中得到的铸造件进行在370℃以上且560℃以下的温度下保持2小时～10小时的均质化热处理。通过在该温度范围内实施均质化热处理，铸造件的均质化和溶质原子的熔入变得充分，因此，通过之后的时效处理可得到所需的足够强度。

(锻造工序)

锻造工序是将铸造后或均质化热处理工序后的铝合金铸造件成形为规定尺寸而得到锻造用坯料，将得到的锻造用坯料加热到规定温度，然后用压机施加压力而进行模具成型的工序。

在本实施方式中，对锻造用坯料在加热温度450℃以上且560℃以下进行锻造加工，得到锻造件(例如汽车的悬架臂部件等)。此时，锻造坯料的锻造的开始温度为450℃以上且560℃以下。因为如果开始温度低于450℃，则变形阻力变高，无法进行充分的加工，如果超过560℃，则容易产生锻造裂纹或共晶熔化等缺陷。

(固溶处理工序)

固溶处理工序是通过将锻造工序中得到的锻造件加热使其固溶，从而缓和锻造工序中导入的应变，进行溶质元素的固溶的工序。

在本实施方式中，将锻造件在530℃以上且560℃以下的处理温度下以0.3小时以上且3小时以下保持而进行固溶处理。从室温到上述处理温度为止的升温速度优选为5.0℃/分钟以上。如果处理温度低于530℃，则溶质元素的固溶可能变得不充分。另一方面，如果超过560℃，则虽然进一步促进溶质元素的固溶，但可能容易产生共晶熔化或再结晶。另外，在升温速度在低于5.0℃/分钟的情况下，Mg₂Si可能粗大析出。另一方面，在处理温度低于530℃的情况下，固溶不进行，可能难以实现时效析出带来的高强度化。

(淬火处理工序)

淬火处理工序是使通过固溶处理工序得到的固溶状态的锻造件急速冷却，形成过饱和固溶体的工序。

在本实施方式中，将锻造件投入贮存有水(淬火水)的水槽中，通过水淹锻造件来进行淬火处理。水槽内的水温优选为20℃以上且60℃以下。锻造件向水槽的投入优选以在固溶处理后5秒以上且60秒以下使锻造件的全部表面与水接触的方式进行。锻造件的水淹时间根据锻造件的尺寸而不同，例如在超过1分钟且30分钟以内。

(时效处理工序)

时效处理工序是将锻造件在比较低的温度下加热保持，使过饱和地固溶的元素析出，赋予适度硬度的工序。

在本实施方式中，将淬火处理工序后的锻造件在170℃以上且210℃以下的温度下加热，在该温度下使其保持0.5小时以上且7小时以下来进行时效处理。处理温度低于170℃或保持时间低于0.5小时，则使抗拉强度提高的Mg₂Si系析出物可能无法充分生长。另一方面，在处理温度超过190℃的情况下，或者保持时间超过7小时的情况下，Mg₂Si系析出物变得过于粗大，可能无法充分提高抗拉强度。

【实施例】

接着，对本发明的具体实施例进行说明，但本发明并不特别限定于这些实施例。

[实施例1～23和比较例1～3]

(连铸件的制作)

首先，准备下述表1所示的合金组成(余量为铝)的铝合金锻造用坯料。使用准备好的铝合金锻造用坯料，制作直径82mm的圆形截面的连铸件。实施例1、5的连铸件、实施例2、6的连铸件、实施例3、7的连铸件和实施例4、8的连铸件各自的合金组成相同，但制造铝合金制锻造件时的处理工序的条件不同。另外，实施例9～23没有进行均质化热处理工序。

(铝合金制锻造件的制造)

接着，对得到的连铸件依次进行均质化热处理工序(实施例9～23无此工序)、锻造加工工序、固溶处理工序、淬火处理工序、人工时效处理工序，得到图1所示形状的铝合金制锻造件1a。将均质化热处理工序、锻造加工工序、固溶处理工序、淬火处理工序、人工时效处理工序的条件示于下述表2。

[评价]

对实施例1～23和比较例1～3的铝合金锻造用坯料和铝合金制锻造件1a中的长大部2的长度方向上的边界部2b，进行下述评价。将评价结果示于下述表3。

再者，锻造用坯料和锻造件的微细化评价中，将评价用试验片的制作用的板状体(7mm×7mm×厚度2mm)作为评价用的试验片。对于制取的评价用试验片的表面，使用SEM-EBS(扫描型电子显微镜-电子束后方散射衍射装置)，测定了平均晶体粒径、晶体粒径的标准偏差。分别基于下述基准判定得到的平均晶体粒径、晶体粒径的标准偏差，评价了晶体粒子的微细化和再结晶·晶体粗大化。再者，SEM-EBS的测定条件是加速电压为15kV、测定间距为0.5μm/px、解析区域为500×500μm²且晶界定义角为15°。

<成分：Fe/Mn比>

对铝合金锻造用坯料的Fe/Mn比是否在0.3以上且1.2以下的范围内进行了评价。

(判定基准)

“○”…Fe/Mn比在0.3以上且1.2以下的范围内。

“×”…Fe/Mn比在0.3以上且1.2以下的范围外。

<锻造用坯料：含有Mn的析出物的数量密度>

“○”…含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

“×”…含有Mn的析出物的数量密度超过4个/μm²。

<晶体粒径比(S1/S2)的评价>

将铝合金制锻造件1a的长大部的长度方向上的中央部和长大部与连结部的长度方向上的边界部在相对于表面垂直的方向上切断，作为晶体粒径测定用试验片，制取板状体(厚度2mm)。将得到的板状体切成7mm见方，制成7mm×7mm×厚2mm的晶体粒径测定用的试验片。使用SEM-EBSD(扫描型电子显微镜-电子束后方散射衍射装置)，对制取的晶体粒径评价用的试验片的表面(截面)测定平均晶体粒径。而且，将长大部的中央部的晶体粒径设为S1，并将长大部与连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，基于下述基准判定S1/S2的值，评价了晶体粒径比。再者，SEM-EBSD测定条件是加速电压为15kV、测定间距为0.5μm/px、解析区域为500×500μm²且晶界定义角为15°。

(判定基准)

“○”…0.7以上且1.0以下。

“×”…低于0.7。

表3

如表3所示，确认了含有Zr和Zn，将各元素含有率设定在规定范围内，且在熔液形成工序、铸造工序、均质化热处理工序、锻造工序、固溶处理工序、淬火处理工序和时效处理工序中的处理条件在规定范围内实施各工序，制造铝合金制锻造件，由此在将长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1、将长大部与连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，能够减小由S1/S2表示的晶体粒径比，能够得到具有在常温下偏差小的金属组织的铝合金制锻造件。

Claims (10)

1.一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

2.一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

3.一种铝合金锻造用坯料，具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在锻造后的合金组织中，在含有晶界的1.5μm的范围内含有Mn的析出物的数量密度为4个/μm²以下。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的铝合金锻造用坯料，所述含有Mn的析出物的尺寸为0.2μm以下。

5.一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，

具有以下的合金组成：含有0.30质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Cu、0.80质量％以上且1.8质量％以下的范围内的Mg、0.90质量％以上且1.9质量％以下的范围内的Si、0.30质量％以上且1.2质量％以下的范围内的Mn、0.20质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计小于1.4，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

6.一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，

具有以的下合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.55质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

7.一种铝合金制锻造件，具有长大部和连结部，

具有以下的合金组成：含有0.25质量％以上且0.55质量％以下的范围内的Cu、0.85质量％以上且1.25质量％以下的范围内的Mg、1.02质量％以上且1.4质量％以下的范围内的Si、0.61质量％以上且1.0质量％以下的范围内的Mn、0.32质量％以上且0.65质量％以下的范围内的Fe、0.25质量％以下的范围内的Zn、0.050质量％以上且0.30质量％以下的范围内的Cr、0.01质量％以上且0.1质量％以下的范围内的Ti、0.0010质量％以上且0.030质量％以下的范围内的B以及0.0010质量％以上且0.050质量％以下的范围内的Zr，Fe的含量相对于Mn的含量之比Fe/Mn以质量比计为0.3以上且1.2以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，

在将所述长大部的长度方向上的中央部的晶体粒径设为S1，并将所述长大部与所述连结部的长度方向上的边界部的晶体粒径设为S2时，S1/S2的值为0.7以上且1.0以下的范围。

8.根据权利要求5～7中任一项所述的铝合金制锻造件，其用于悬架臂。

9.一种铝合金制锻造件的制造方法，是制造权利要求5～7中任一项所述的铝合金制锻造件的方法，具有：

合金熔液形成工序，形成合金组成与所述铝合金制锻造件相同的铝合金熔液；

铸造工序，将在所述铝合金熔液形成工序中得到的铝合金熔液冷却并凝固，形成铝合金铸造件；

锻造工序，对经过所述铸造工序而得到的铝合金铸造件，在加热温度450℃以上且560℃以下的温度下进行锻造加工；

固溶处理工序，对所述锻造工序中得到的锻造件，进行在530℃以上且560℃以下的处理温度下保持0.3小时以上且3小时以下的固溶处理；

淬火处理工序，在所述固溶处理工序完成后5秒以上且60秒以下的范围内使锻造件的全部表面与淬火水接触，在水槽内进行1分钟以上且30分钟以下的淬火；以及

时效处理工序，对所述淬火处理工序后的锻造件，在170℃以上且210℃以下的加热温度进行0.5小时以上且7小时以下的时效处理。

10.根据权利要求9所述的铝合金制锻造件的制造方法，

在所述铸造工序与所述锻造工序之间还具有均质化热处理工序，所述均质化热处理工序中将所述铝合金铸造件在370℃以上且560℃以下的温度范围保持2小时以上且10小时以下而进行均质化热处理。