JP2004043907A - 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材 - Google Patents
強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004043907A JP2004043907A JP2002204141A JP2002204141A JP2004043907A JP 2004043907 A JP2004043907 A JP 2004043907A JP 2002204141 A JP2002204141 A JP 2002204141A JP 2002204141 A JP2002204141 A JP 2002204141A JP 2004043907 A JP2004043907 A JP 2004043907A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- forging
- strength
- forged
- forged material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Forging (AREA)
Abstract
【課題】合金元素量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材であっても、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が安定して得られる６０００系Ａｌ合金鍛造材および鍛造材用素材を提供することを目的とする。
【解決手段】Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下であるアルミニウム合金鍛造材であって、時効処理後のアルミニウム合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であることとする。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下であるアルミニウム合金鍛造材であって、時効処理後のアルミニウム合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であることとする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有する、輸送機などの強度部材に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 （以下、アルミニウムを単にＡｌと言う） および鍛造材用素材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
周知の通り、車両、船舶、航空機、自動二輪あるいは自動車などの輸送機の構造材 （部品） 用として、ＪＩＳ 乃至ＡＡ規格に含まれる ６０００ 系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ 系） などのＡｌ合金が使用されている。この ６０００ 系Ａｌ合金は、比較的耐食性にも優れており、また、スクラップを ６０００ 系Ａｌ合金溶解原料として再利用できるリサイクル性の点からも優れている。
【０００３】
前記輸送機の構造材を例にとると、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、Ａｌ合金鋳造材やＡｌ合金鍛造材が用いられる。この内、より高強度で高靱性などの機械的性質が要求される強度部材には、Ａｌ合金鍛造材が主として用いられる。そして、これらＡｌ合金鍛造材は、Ａｌ合金鋳造材を均質化熱処理後、メカニカル鍛造、油圧鍛造などの熱間鍛造し、その後溶体化焼き入れ処理や人工時効硬化処理（以下、単に時効処理とも言う）などの調質処理が施されて製造される。なお、鍛造素材には、鋳造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。
【０００４】
近年、これら輸送機の強度部材においても、より薄肉化させた上での高強度化や高靱性化が求められている。しかし、現状でこれら用途に使用されている６０６１や６１５１などの６０００系Ａｌ合金鍛造材では、どうしても強度や靱性不足が生じてしまう。
【０００５】
このため、従来からＡｌ合金材料の側を改善することが行われている。例えば、特開平０６−２５６８８０ 号公報では、Ａｌ合金鍛造材用鋳造材として、６０００系鋳造材のＭｇ、Ｓｉ等の成分を規定するとともに、晶析出物 （晶出物や析出物） の平均粒径を８ μｍ 以下と小さくし、かつデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を４０μｍ 以下と細かくして、Ａｌ合金鍛造材をより高強度で高靱性化することが提案されている。
【０００６】
しかし、この従来技術で得られるＡｌ合金鍛造材の強度や靱性は、６０６１や６１５１などのＡｌ合金などよりも向上しているものの、前記厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有するような薄肉化された強度部材では、要求レベルに対して強度や靱性が今だ不足する。
【０００７】
これに対し、本発明者らは、Ａｌ合金鍛造材のより薄肉化させた上での高強度化や高靱性化のために、特願平１０−２３８５６４ 号や特願平１１−２２４０２４ 号によって、Ｍｇ：０．６〜１．６％ （質量％ 、以下同じ） 、Ｓｉ：０．４乃至０．６ 〜１．８％、Ｃｕ：０．０１ 乃至０．１ 〜１．０％を含むとともに、Ｆｅを０．２５％ 乃至０．３０％ 以下に規制し、更にＭｎ：０．１５ 〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％、Ｚｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を選択的あるいは必須に含み、Ｍｇ２ＳｉとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系などの晶析出物の合計の面積率が単位面積当たり１．５％以下であり、耐力 （σ０．２）の平均値が３５０Ｎ／ｍｍ２以上およびシャルピー衝撃値の平均値が３０Ｊ／ｃｍ２ 以上を達成できる高強度で高靱性なＡｌ合金鍛造材を提案した。
【０００８】
これらの発明では、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であるように過剰Ｓｉ量を多くし、またＣｕのような高強度化元素を添加して鍛造材の高強度化を図るとともに、鋳造材の晶析出物の内、鍛造されたＡｌ合金組織の破壊の起点となる特定の晶析出物、Ｍｇ２Ｓｉ およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ 、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ 、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｚｒ 等のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の晶析出物を、互いに間隔を開けて分散させる（晶析出物の合計の面積率で規定する）ことにより、高い靱性を確保するものである。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
ただ、このように、過剰Ｓｉを多くしたり、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素を含んで０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、更に前記厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有するような６０００系Ａｌ合金鍛造材を量産しようとする場合、高強度な鍛造材が安定して得られないという問題がある。
【００１０】
通常、この種強度部材用の６０００系Ａｌ合金鍛造材の量産化でも、均質化熱処理の諸条件や熱間鍛造の諸条件のある程度の幅やばらつきが許容される。しかし、前記した、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材の場合には、通常は許容される前記製造条件の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の強度に影響する。この結果、現行の製造条件範囲では、製品鍛造材の強度が大きくばらつき、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上あるような鍛造材が安定して得られないという問題がある。
【００１１】
そして、このように高強度な鍛造材を安定して得られない場合には、前記強度部材用途への信頼性が損なわれ、製品鍛造材の歩留り低下や製造コストを押し上げることにもつながる。また、前記製造条件の幅などの許容範囲をいたずらに狭くして鍛造材強度の安定化を図ることも、製造コストを押し上げることにつながる。
【００１２】
また、前記晶析出物などの測定自体も煩雑であり、前記晶析出物などによる製品鍛造材の品質管理も煩雑である問題もある。更に、前記した、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材の場合には、この晶析出物の存在状態自体が、前記製造条件の幅やばらつきにより敏感に影響されてしまい、この点からも品質管理しにくい。
【００１３】
この様な事情に鑑み、本発明は、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材であっても、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が安定して得られる６０００系Ａｌ合金鍛造材および鍛造材用素材を提供しようとするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明Ａｌ合金鍛造材の請求項１ の要旨は、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下であるアルミニウム合金鍛造材であって、人工時効硬化処理後のアルミニウム合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であることとする。
【００１５】
本発明のＡｌ合金鍛造材の組織規定は、鋳造材のデンドライト二次アーム間隔などの組織規定を除き、全て、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材組織について規定している。
【００１６】
本発明者らは、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材では、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が、鍛造材強度とより密接に相関することを知見した。即ち、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が一定の範囲で比較的低いほど、高強度なＡｌ合金鍛造材が安定的に得られる。
【００１７】
従来から、６０００系Ａｌ合金鍛造材ならずとも、Ａｌ合金材表面の導電率は、Ａｌ合金材の組織状態を表わしており、Ａｌ合金材強度と密接に相関すること自体は公知である。しかし、例えば、図２ に６０６１Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と強度 （引張強度、０．２％耐力） との関係を示す通り、通常の６０００系Ａｌ合金鍛造材では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と強度との関係は、なだらかな直線状となる。そして、このような相関関係では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が余程大きく変わらない限り、導電率がＡｌ合金鍛造材の強度に与える影響は比較的小さい。例えば、導電率が０．５ ＩＡＣＳ％ 程度変化しても、０．２％耐力は２０ＭＰａ 変化する程度である。
【００１８】
これに対し、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、図１ に鍛造材表面の導電率と強度 （引張強度、０．２％耐力） との関係を示す通り、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％と、一定の比較的低い範囲で、Ａｌ合金鍛造材の強度（引張強度、０．２％耐力） は０．２％耐力で３５０ＭＰａ以上の極大化傾向を示し、導電率がこの範囲外ではＡｌ合金鍛造材の強度が急激に低下するという特異な現象を示す。例えば、導電率が４２．５ ＩＡＣＳ％以上の範囲では、導電率が０．５ ＩＡＣＳ％ 程度変化した場合、０．２％耐力は最低でも３０ＭＰａ 以上急激に低下する。
【００１９】
したがって、前記０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、前記製造条件の幅やばらつきによる、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の強度に影響する。この結果、前記した通り、通常は許容される現行の製造条件の幅やばらつきの範囲では、製品鍛造材の強度が大きくばらつき、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上ある鍛造材が安定して得られないことにつながる。
【００２０】
本発明では前記現象を利用して、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とし、３５０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材の強度（０．２％ 耐力） を保証するとともに安定的に得る。言い換えると、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲となるような製造条件とすれば、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上ある鍛造材を安定して得ることができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明の導電率規定について説明する。本発明では、前記した通り、３５０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材の強度（０．２％ 耐力） を保証するとともに安定的に得るために、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とする。
【００２２】
本発明のような過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、前記図１ に示した通り、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０ＩＡＣＳ％ 以下、あるいは４２．５ ＩＡＣＳ％を越えても、０．２％耐力で３５０ＭＰａ以上の高強度が得られない。
【００２３】
因みに、前記図１ は、後述する実施例の表１ のＮｏ．１の本発明範囲内の化学成分組成であるＡｌ合金を用い、また、前記図２ は後述する実施例の表１ のＮｏ．９の６０６１合金相当で、過剰ＳｉではないＡｌ合金を用い、実施例で後述する製造 （鍛造） 条件としつつ、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を、時効処理条件を変えて、目的導電率に更に意図的に制御させたものである。
【００２４】
なお、Ａｌ合金鍛造材の導電率は、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率だけではなく、Ａｌ合金鍛造材内部（ 中心部を含む） の導電率でも、前記図１ と同じ傾向を示す。しかし、理由は不明であるが、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方が、強度に対してより敏感に相関するとともに、測定し易い。このため、本発明では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方を選択する。
【００２５】
なお、導電率を測定するＡｌ合金鍛造材は、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面を０．０５〜０．１ｍｍ 程度機械研磨した後に、電解エッチングし、その表面の導電率を測定する。
【００２６】
本発明Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、Ａｌ合金の各合金元素量と、これらの分散状態や結晶粒度などの組織の総合的な状態を表わしている。しかも、これらの材料因子の他に、製造条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。
【００２７】
したがって、本発明の過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、個々のＡｌ合金の各合金元素量や、あるいは、均質化熱処理や熱間鍛造条件などの、温度や時間条件などの大まかな条件が一致したとしても、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるとは限らない。
【００２８】
本発明でいう、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率に与える、製造条件の影響因子としては、前記温度や時間条件などの他に、鋳造の際の鋳造速度や冷却速度、鋳造材の均質化熱処理の際の昇温速度、メカニカル鍛造や油圧鍛造などの熱間鍛造機の種別と鍛造回数や、各回の鍛造の際の加工率配分や鍛造開始、終了温度条件、時効処理の温度、時間条件などのより細かいレベルである。
【００２９】
前記図１ のような強度と導電率との敏感な関係は、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材では、これらの細かいレベルでの条件の違いが、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率に大きく影響することにも起因する。
【００３０】
したがって、仮に、前記大まかな材料条件や製造条件が一致した場合に、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるのであれば、本発明の技術課題である、量産しようとする場合の前記強度のばらつきの問題はむしろ生じない。前記した従来の６０６１や６１５１などのＡｌ合金鍛造材は、この場合に該当する。
【００３１】
因みに、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、前記従来の晶析出物制御方式に対し、測定自体も容易である。したがって、前記晶析出物などによる製品鍛造材の品質管理に比して、製造工程上で管理し易い。更に、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、前記した通り、合金元素量、組織の総合的な状態を表わし、製造条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。このため、晶析出物以外の因子によりＡｌ合金鍛造材の強度や靱性が影響される多くの場合にでも対応可能であり、品質の保証がし易い。そして、前記した通り、導電率の影響因子は種々あり、言い換えると、導電率の制御手段が種々あり、制御手段が限られずに、適宜種々選択することが可能となり、製造や管理、あるいは保証がしやすくなる効果もある。
【００３２】
本発明Ａｌ合金鍛造材用の素材としてのＡｌ合金鋳塊組織について以下に説明する。本発明における鍛造材用の鋳塊組織は、Ａｌ合金鍛造材の高靱性化を保証するために、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることが好ましい。これにより、Ａｌ合金鋳塊およびＡｌ合金鍛造材の結晶粒を微細化させるとともに、Ｍｇ２ＳｉとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の合計の面積率を低くし、Ａｌ合金鍛造材の靱性を向上させる。
【００３３】
この鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） が３０μｍ を越えて大きくなった場合、鋳塊からの加工率 （鋳塊を鍛造のみ行う場合や、鋳塊を押出や圧延後鍛造する場合の全体の加工率） が７０％ 以下などの、加工率の低い部位が存在した場合に、Ａｌ合金鍛造材全体の靱性を向上させることができない可能性がある。
【００３４】
なお、本発明の鍛造材用の素材とは、鋳塊ままのもの、鋳塊を均質化熱処理したもの、更に鋳塊を均質化熱処理後一旦押出加工や圧延加工したもの等を含む。また、鋳塊乃至鍛造材用素材の形状は、丸棒などのインゴットやスラブ形状、或いは成品形状に近いニアネットシェイプ等があり、特に制限されるものではない。
【００３５】
次に、本発明Ａｌ合金鍛造材乃至鍛造材用の素材における、化学成分組成について説明する。本発明のＡｌ合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００ 系）Ａｌ 合金として、自動車、船舶などの輸送機材や構造材あるいは部品用として、高強度、高靱性および耐応力腐食割れ性などの高い耐久性を保証する必要がある。また、本発明のＡｌ合金組成は、鍛造材表面の導電率を規定する大きな因子の一つとして、導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とする必要がある。
【００３６】
このため、本発明Ａｌ合金鍛造材の化学成分組成は、基本的に、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるものとする。
【００３７】
なお、本発明Ａｌ合金鍛造材の化学成分組成は、６０００系Ａｌ合金のＪＩＳ などの各成分規格通りにならずとも、前記本発明の諸特性を阻害しない範囲で、更なる特性の向上や他の特性を付加するための、他の元素を適宜含むなどの成分組成の変更は適宜許容される。また、溶解原料スクラップなどから必然的に混入される不純物も、本発明鍛造材の品質を阻害しない範囲で許容される。
【００３８】
次に、本発明Ａｌ合金鍛造材乃至鍛造材用素材の各元素の含有量について、臨界的意義や好ましい範囲について説明する。
【００３９】
Ｍｇ：０．６〜１．８％。
Ｍｇは人工時効により、ＳｉとともにＭｇ２ Ｓｉ （β’ 相） として析出し、最終製品使用時の高強度 （耐力） を付与するために必須の元素である。Ｍｇの０．６％未満の含有では時効硬化量が低下する。一方、１．８％を越えて含有されると、強度 （耐力） が高くなりすぎ、鍛造性を阻害する。また、溶体化処理後の焼き入れ途中に多量のＭｇ２ Ｓｉが析出しやすく、粒界上に存在するＭｇ２ ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができず、鍛造材にとって強度とともに重要な靱性や耐食性を低下させる。また、Ｍｇ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６ 〜１．８％の範囲とする。
【００４０】
Ｓｉ：０．８〜１．８％。
ＳｉもＭｇとともに、人工時効処理により、Ｍｇ２ Ｓｉ （β’ 相） として析出して、最終製品使用時の高強度 （耐力） を付与するために必須の元素である。Ｓｉの０．８％未満の含有では人工時効で十分な強度が得られない。一方、１．８％を越えて含有されると、鋳造時および溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Ｓｉ粒子が晶出および析出して、前記した通り、耐食性と靱性を低下させる。また、過剰Ｓｉが多くなり過ぎて、粒界上に存在するＭｇ２ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を小さくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくできない。更に伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。また、Ｓｉ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．８ 〜１．８％の範囲とする。
【００４１】
更に、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比は、０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上の高強度とするために、前記各含有量範囲を前提に、１ 以上とする。Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 未満では、０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上とならない。
【００４２】
Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上。
これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌなどがその含有量に応じて選択的に結合したＡｌ−Ｍｎ 系、Ａｌ−Ｃｒ 系、Ａｌ−Ｚｒ 系金属間化合物であり、（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系として総称される分散粒子 （分散相） を生成する。
【００４３】
これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、鍛造工程中におけるパーティングライン組織のＳＴ方向の平均結晶粒径の粗大化を防止するとともに、本発明Ａｌ合金鍛造材全体に渡って、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは固溶による強度およびヤング率の増大も見込める。
【００４４】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が少なすぎると、これらの効果が期待できず、一方、これらの元素の過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性や疲労特性を低下させる原因となる。このため、これらの元素は各々、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の範囲で一種または二種以上含有させる。
【００４５】
Ｃｕ：０．２〜１．０％。
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、時効処理に際して、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果を有する。Ｃｕの含有量が０．２％未満では、これらの効果が期待できない。また、これらの効果を安定的に得るためには好ましくはＣｕの含有量を０．３％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を越えた場合、Ａｌ合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界腐食の感受性を著しく高め、Ａｌ合金鍛造材の耐食性や耐久性を低下させる。また、Ｃｕ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｃｕの含有量は０．２ 〜１．０％、好ましくは０．３ 〜１．０％の範囲とする。
【００４６】
以下に、不純物として含まれ易く、規定することが好ましい各元素の含有量につき説明する。
【００４７】
Ｆｅ：０．３０％以下。
Ａｌ合金に不純物として含まれるＦｅは、Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅ、Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃｕ２ 、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ６、或いは本発明で問題とする粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、前記した通り、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Ｆｅの含有量が０．３０％ 、より厳密には０．２５％ を越えると、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を大きく、また晶析出物同士の平均間隔を小さくする可能性がある。したがって、Ｆｅの含有量は０．３０％ 以下、より好ましくは０．２５％ 以下とすることが好ましい。
【００４８】
水素：０．２５ ｍｌ／１００ｇ Ａｌ以下。
水素（Ｈ２）は、特に、鍛造材の加工度が小さくなる場合、水素に起因する気泡が鍛造等加工で圧着せず、破壊の起点となるため、靱性や疲労特性を著しく低下させる可能性がある。そして、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特に水素による影響が大きい。したがって、水素は０．２５ ｍｌ／１００ｇ Ａｌ 以下のできるだけ少ない含有量とすることが好ましい。
【００４９】
Ｚｎ：０．００５〜１．０％。
Ｚｎは人工時効時において、ＭｇＺｎ２ を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。また、固溶したＺｎは粒内の電位を下げ、腐食形態を粒界からではなく、全面的な腐食として、粒界腐食や応力腐食割れを結果として軽減する効果が期待できる。しかし、Ｚｎの０．００５％未満の含有では人工時効で十分な強度が得られず、前記耐食性の向上効果もない。一方、１．０％を越えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがって、含有させる場合のＺｎの含有量は０．００５ 〜１．０％の範囲とすることが好ましい。
【００５０】
Ｔｉ：０．００１〜０．１％。
Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｔｉの０．００１％未満の含有では、加工性向上の効果が得られず、一方、Ｔｉを０．１％を越えて含有すると、粗大な晶析出物を形成し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は０．００１ 〜０．１％の範囲とすることが好ましい。
【００５１】
Ｂ：１ 〜３００ｐｐｍ。
Ｂ はＴｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｂ の１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られず、一方、３００ｐｐｍを越えて含有されると、やはり粗大な晶析出物を形成し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＢ の含有量は１ 〜３００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい。
【００５２】
Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍ。
Ｂｅは空気中におけるＡｌ溶湯の再酸化を防止するために含有させる元素である。しかし、０．１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られず、一方、１００ｐｐｍを越えて含有されると、材料硬度が増大し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＢｅの含有量は０．１ 〜１００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい。
【００５３】
Ｖ：０．１５％ 以下。
Ｖ は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどと同様に、均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、分散粒子 （分散相） を生成する。これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる。しかし過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｖ系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性を低下させる原因となる。したがって、Ｖ の含有は０．１５％ 以下まで許容する。
【００５４】
次に、本発明におけるＡｌ合金鍛造材の好ましい製造方法について述べる。本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造自体は、製造条件の調整による、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲への制御以外は、常法により製造が可能である。以下に、前記導電率を範囲内とするなど、鍛造材の特性を向上させる好ましい条件について説明する。
【００５５】
先ず、前記Ａｌ合金成分範囲内に溶解調整されたＡｌ合金溶湯を鋳造する場合には、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）、ホットトップ鋳造法等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。
【００５６】
しかし、Ａｌ合金鋳塊の結晶粒を微細化し、かつ、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくするためには、Ａｌ合金溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋳造して鋳塊とすることが好ましい。また、鋳塊の冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることができる。一方、これ以上冷却速度が遅いと、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物を細かくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。また、結晶粒が粗大化し、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることができなくなる可能性がある。この結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲へ制御することも難しくなる。
【００５７】
なお、Ａｌ合金鍛造材に残留する鋳造組織を無くし、強度と靱性をより向上させるために、Ａｌ合金鋳塊を均質化熱処理後、押出や圧延加工した後に、前記熱間鍛造を行っても良い。
【００５８】
次いで、このＡｌ合金鋳塊 （鋳造材） の均質化熱処理温度は５００ 〜 ５５０℃の温度範囲とすることが好ましい。均質化熱処理温度が５５０ ℃を越えて高過ぎると、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。この結果、結晶粒内に微細な分散粒子を比較的多数分散存在させることができず、結晶粒微細化が得られない。また、これらの結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御することも難しくなる。
【００５９】
一方、均質化熱処理温度が５００ ℃未満と低過ぎても、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子の析出数が少なくなり、分散粒子自体の数が不足する。また、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物を十分に固溶させることができず、調質処理後の鍛造材の組織の粒界上に存在するＭｇ２Ｓｉ やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることが難しくなる。また、これらの結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御することも難しくなる。
【００６０】
なお、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲内に収めるために、均質化熱処理の際の昇温速度は５．５ ℃／ 分以下と遅くすることが好ましい。
【００６１】
この均質化熱処理の後に、メカニカル鍛造や油圧鍛造等により熱間鍛造して、最終製品形状（ ニアネットシェイプ） のＡｌ合金鍛造材に成形する。この際、均質化熱処理後のＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造開始温度を４００ 〜 ４５０℃とすることが好ましい。熱間鍛造開始温度が４５０ ℃を越えた場合、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。この結果、結晶粒の微細化が得られず、導電率を本発明範囲内に入らない可能性がある。一方、熱間鍛造開始温度が４００ ℃未満では、鍛造加工自体が困難となり、導電率も本発明範囲内に入らない可能性がある。
【００６２】
また、鍛造終了温度は、導電率を本発明範囲内に入れる点からは、３５０ 〜４５０ の範囲とすることが好ましい。
【００６３】
なお、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲内に収め易くするるために、熱間鍛造はメカニカル鍛造方式で行うことが好ましく、鍛造回数も３ 回以内で行うことが好ましい。
【００６４】
そして、鍛造後、本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材の必要な強度および靱性、耐食性を得るための調質処理を適宜行う。調質処理は、通常Ｔ６ （５１５ 〜５５０ ℃での溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理） 、Ｔ７ （前記溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理条件を超えて過剰時効処理） 、Ｔ８ （前記溶体化処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬化処理） 等がある。また、均質化熱処理、溶体化処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが適宜用いられる。更に、人工時効硬化処理には、空気炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。
【００６５】
但し、時効硬化処理は、その温度と時間が時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率に大きく影響する。このため、それまでの製造履歴を考慮した上で、導電率を本発明範囲内に収めて必要な強度を得るとともに、他に必要な靱性や耐食性を得るための条件を選択する必要がある。この点、合金元素量や時効処理までの製造履歴 （条件） によっても異なり、個々の製造工程や製造設備での確認が必要ではあるが、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ＩＡＣＳ％ の範囲としやすくするためには、前記時効硬化処理は、１７０ 〜２００ ℃×４ 〜９ 時間の範囲から選択するのが好ましい。
【００６６】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表１ に示す化学成分組成のＡｌ合金鋳塊 （Ａｌ合金鋳造材、いずれもφ６８ｍｍ径×５８０ｍｍ 長さの丸棒） を、ホットトップ鋳造法により、２０℃／ ｓｅｃ の冷却速度により鋳造した。そして、この鋳塊を、昇温速度５ ℃／ 分として、５５０ ℃×４ 時間で均質化熱処理した。
【００６７】
更に、４５０ ℃の鍛造開始温度、４００ ℃の鍛造終了温度で、上下金型を用いたメカニカル鍛造により合計の鍛造加工率が７５％ となるように３ 回の熱間鍛造を行い、図３ に示すような自動車のサスペンション部品形状のＡｌ合金鍛造材１ を各々製造した。この鍛造材１ は最薄肉部のアーム部分の厚みが２５ｍｍｔ であり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下である本発明規定を満足している。
【００６８】
次に、各Ａｌ合金鍛造材１ を硝石炉を用いて５５０ ℃で１ 時間の溶体化処理した後水冷 （水焼入れ） を行い、人工時効処理を行った。
【００６９】
本実施例では、各鍛造材表面の導電率を目的導電率に意図的に制御するために人工時効処理までの前記した製造条件を細かく規定して、しかもできるだけ条件を同じとして、人工時効処理までの製造履歴による各鍛造材表面の導電率のばらつきを抑制している。そして、各鍛造材表面の導電率を目標の値とするために、１７０ 〜２００ ℃×４ 〜９ 時間の範囲から、各鍛造材ごとに条件を変えて人工時効処理を行った。
【００７０】
そして、前記最薄肉部Ｔ１のアーム部分から３ 個の試験片を採取し、表２ に示すように、表面の導電率、引張強度 （σＢ 、ＭＰａ）、耐力 （σ０．２ 、ＭＰａ）、伸び （δ、％）などの引張特性や、靱性＝ シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２） 等の機械的性質の調査を行った。なお、表２ の各特性値は、各々３ 個の採取試験片の平均値を示す。
【００７１】
また、別途、Ａｌ合金鍛造材からＣ リングの試験片を採取し、応力腐食割れ性応力腐食割れ試験を行った。応力腐食割れ試験条件は、前記 Ｃリング試験片をＡＳＴＭＧ４７の交互浸漬法の規定に準じて行った。試験条件は、Ｃ リング試験片に試験片ＬＴ方向の耐力の７５％ の応力を負荷した状態で、塩水への浸漬と引き上げを繰り返して９０日間行い、試験片の応力腐食割れ発生の有無を確認した。応力腐食割れが発生している場合を×、応力腐食割れではないが、応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生している場合を△、応力腐食割れや粒界腐食が発生していない場合 （表面的な全面腐食が発生している場合を含む） を○として、これらの結果を表２ に示す。
【００７２】
表２ から明らかな通り、表１ のＮｏ．１〜６ までの本発明範囲内の化学成分組成であるＡｌ合金を用い、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とした発明例Ｎｏ．１〜８ は、耐力 （σ０．２）の平均値が３５０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値の平均値も２０Ｊ／ｃｍ２ 以上と高く、高強度と高靱性を確保している。また、発明例Ｎｏ．１〜８ は、Ｓｉが高めの発明例Ｎｏ．８を除き、耐応力腐食割れ性にも優れていることが分かる。したがって、本発明化学成分組成範囲と、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率範囲の意義が分かる。
【００７３】
ただ、表２ の発明例において、発明例Ｎｏ．１に比して、Ｃｕ含有量が比較的少ない発明例Ｎｏ．５、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどの含有量が比較的少ない発明例Ｎｏ．４、６ 、過剰Ｓｉ量が比較的少ない発明例Ｎｏ．７は、発明例Ｎｏ．１に比べて、耐力が比較的低い。したがって、高強度を保証するための、過剰Ｓｉ量や、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどの含有と含有量との意義が分かる。
【００７４】
一方、表１ のＮｏ．１の本発明範囲内の化学成分組成であっても、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲から各々外れた比較例Ｎｏ．９、１０、１１では、発明例１ と同じ化学成分組成であるにもかかわらず、耐力やシャルピー衝撃値が発明例に比して著しく劣っている。
【００７５】
更に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどを含有しない比較例Ｎｏ．１２ （ 表１ のＮｏ． ８ 合金） 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどは含有するがＣｕを含有しない比較例Ｎｏ．１３ （ 表１ のＮｏ． ７ 合金） 、６０６１合金相当で、過剰Ｓｉではない比較例Ｎｏ．１４ （ 表１ のＮｏ．９合金） は、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率は本発明範囲を満足するものの、本発明化学成分組成範囲が外れ、Ｃｕを含有するが耐力やシャルピー衝撃値が、発明例に比して著しく劣っている。
【００７６】
したがって、これらの結果から、本発明導電率と本発明化学成分組成範囲との臨界的な意義が分かる。
【００７７】
【表１】
【００７８】
【表２】
【００７９】
【発明の効果】
本発明によれば、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材であっても、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が安定して得られる６０００系Ａｌ合金鍛造材および鍛造材用素材を提供することができる。したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金鍛造材の輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と鍛造材強度との関係を示す説明図である。
【図２】従来の６０００系Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と鍛造材強度との関係を示す説明図である。
【図３】自動車用のサスペンション部品用のＡｌ合金鍛造材の一例を示す斜視図である。
【符号の説明】
１：Ａｌ合金鍛造材
【発明の属する技術分野】
本発明は、厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有する、輸送機などの強度部材に好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 （以下、アルミニウムを単にＡｌと言う） および鍛造材用素材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
周知の通り、車両、船舶、航空機、自動二輪あるいは自動車などの輸送機の構造材 （部品） 用として、ＪＩＳ 乃至ＡＡ規格に含まれる ６０００ 系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ 系） などのＡｌ合金が使用されている。この ６０００ 系Ａｌ合金は、比較的耐食性にも優れており、また、スクラップを ６０００ 系Ａｌ合金溶解原料として再利用できるリサイクル性の点からも優れている。
【０００３】
前記輸送機の構造材を例にとると、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、Ａｌ合金鋳造材やＡｌ合金鍛造材が用いられる。この内、より高強度で高靱性などの機械的性質が要求される強度部材には、Ａｌ合金鍛造材が主として用いられる。そして、これらＡｌ合金鍛造材は、Ａｌ合金鋳造材を均質化熱処理後、メカニカル鍛造、油圧鍛造などの熱間鍛造し、その後溶体化焼き入れ処理や人工時効硬化処理（以下、単に時効処理とも言う）などの調質処理が施されて製造される。なお、鍛造素材には、鋳造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。
【０００４】
近年、これら輸送機の強度部材においても、より薄肉化させた上での高強度化や高靱性化が求められている。しかし、現状でこれら用途に使用されている６０６１や６１５１などの６０００系Ａｌ合金鍛造材では、どうしても強度や靱性不足が生じてしまう。
【０００５】
このため、従来からＡｌ合金材料の側を改善することが行われている。例えば、特開平０６−２５６８８０ 号公報では、Ａｌ合金鍛造材用鋳造材として、６０００系鋳造材のＭｇ、Ｓｉ等の成分を規定するとともに、晶析出物 （晶出物や析出物） の平均粒径を８ μｍ 以下と小さくし、かつデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を４０μｍ 以下と細かくして、Ａｌ合金鍛造材をより高強度で高靱性化することが提案されている。
【０００６】
しかし、この従来技術で得られるＡｌ合金鍛造材の強度や靱性は、６０６１や６１５１などのＡｌ合金などよりも向上しているものの、前記厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有するような薄肉化された強度部材では、要求レベルに対して強度や靱性が今だ不足する。
【０００７】
これに対し、本発明者らは、Ａｌ合金鍛造材のより薄肉化させた上での高強度化や高靱性化のために、特願平１０−２３８５６４ 号や特願平１１−２２４０２４ 号によって、Ｍｇ：０．６〜１．６％ （質量％ 、以下同じ） 、Ｓｉ：０．４乃至０．６ 〜１．８％、Ｃｕ：０．０１ 乃至０．１ 〜１．０％を含むとともに、Ｆｅを０．２５％ 乃至０．３０％ 以下に規制し、更にＭｎ：０．１５ 〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％、Ｚｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を選択的あるいは必須に含み、Ｍｇ２ＳｉとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系などの晶析出物の合計の面積率が単位面積当たり１．５％以下であり、耐力 （σ０．２）の平均値が３５０Ｎ／ｍｍ２以上およびシャルピー衝撃値の平均値が３０Ｊ／ｃｍ２ 以上を達成できる高強度で高靱性なＡｌ合金鍛造材を提案した。
【０００８】
これらの発明では、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であるように過剰Ｓｉ量を多くし、またＣｕのような高強度化元素を添加して鍛造材の高強度化を図るとともに、鋳造材の晶析出物の内、鍛造されたＡｌ合金組織の破壊の起点となる特定の晶析出物、Ｍｇ２Ｓｉ およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ 、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ 、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｚｒ 等のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の晶析出物を、互いに間隔を開けて分散させる（晶析出物の合計の面積率で規定する）ことにより、高い靱性を確保するものである。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
ただ、このように、過剰Ｓｉを多くしたり、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素を含んで０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、更に前記厚みが３０ｍｍ以下の薄肉部を有するような６０００系Ａｌ合金鍛造材を量産しようとする場合、高強度な鍛造材が安定して得られないという問題がある。
【００１０】
通常、この種強度部材用の６０００系Ａｌ合金鍛造材の量産化でも、均質化熱処理の諸条件や熱間鍛造の諸条件のある程度の幅やばらつきが許容される。しかし、前記した、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材の場合には、通常は許容される前記製造条件の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の強度に影響する。この結果、現行の製造条件範囲では、製品鍛造材の強度が大きくばらつき、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上あるような鍛造材が安定して得られないという問題がある。
【００１１】
そして、このように高強度な鍛造材を安定して得られない場合には、前記強度部材用途への信頼性が損なわれ、製品鍛造材の歩留り低下や製造コストを押し上げることにもつながる。また、前記製造条件の幅などの許容範囲をいたずらに狭くして鍛造材強度の安定化を図ることも、製造コストを押し上げることにつながる。
【００１２】
また、前記晶析出物などの測定自体も煩雑であり、前記晶析出物などによる製品鍛造材の品質管理も煩雑である問題もある。更に、前記した、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材の場合には、この晶析出物の存在状態自体が、前記製造条件の幅やばらつきにより敏感に影響されてしまい、この点からも品質管理しにくい。
【００１３】
この様な事情に鑑み、本発明は、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材であっても、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が安定して得られる６０００系Ａｌ合金鍛造材および鍛造材用素材を提供しようとするものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明Ａｌ合金鍛造材の請求項１ の要旨は、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下であるアルミニウム合金鍛造材であって、人工時効硬化処理後のアルミニウム合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であることとする。
【００１５】
本発明のＡｌ合金鍛造材の組織規定は、鋳造材のデンドライト二次アーム間隔などの組織規定を除き、全て、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材組織について規定している。
【００１６】
本発明者らは、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材では、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が、鍛造材強度とより密接に相関することを知見した。即ち、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が一定の範囲で比較的低いほど、高強度なＡｌ合金鍛造材が安定的に得られる。
【００１７】
従来から、６０００系Ａｌ合金鍛造材ならずとも、Ａｌ合金材表面の導電率は、Ａｌ合金材の組織状態を表わしており、Ａｌ合金材強度と密接に相関すること自体は公知である。しかし、例えば、図２ に６０６１Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と強度 （引張強度、０．２％耐力） との関係を示す通り、通常の６０００系Ａｌ合金鍛造材では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と強度との関係は、なだらかな直線状となる。そして、このような相関関係では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が余程大きく変わらない限り、導電率がＡｌ合金鍛造材の強度に与える影響は比較的小さい。例えば、導電率が０．５ ＩＡＣＳ％ 程度変化しても、０．２％耐力は２０ＭＰａ 変化する程度である。
【００１８】
これに対し、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、図１ に鍛造材表面の導電率と強度 （引張強度、０．２％耐力） との関係を示す通り、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％と、一定の比較的低い範囲で、Ａｌ合金鍛造材の強度（引張強度、０．２％耐力） は０．２％耐力で３５０ＭＰａ以上の極大化傾向を示し、導電率がこの範囲外ではＡｌ合金鍛造材の強度が急激に低下するという特異な現象を示す。例えば、導電率が４２．５ ＩＡＣＳ％以上の範囲では、導電率が０．５ ＩＡＣＳ％ 程度変化した場合、０．２％耐力は最低でも３０ＭＰａ 以上急激に低下する。
【００１９】
したがって、前記０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、前記製造条件の幅やばらつきによる、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の強度に影響する。この結果、前記した通り、通常は許容される現行の製造条件の幅やばらつきの範囲では、製品鍛造材の強度が大きくばらつき、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上ある鍛造材が安定して得られないことにつながる。
【００２０】
本発明では前記現象を利用して、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とし、３５０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材の強度（０．２％ 耐力） を保証するとともに安定的に得る。言い換えると、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲となるような製造条件とすれば、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上ある鍛造材を安定して得ることができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明の導電率規定について説明する。本発明では、前記した通り、３５０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材の強度（０．２％ 耐力） を保証するとともに安定的に得るために、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とする。
【００２２】
本発明のような過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、前記図１ に示した通り、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０ＩＡＣＳ％ 以下、あるいは４２．５ ＩＡＣＳ％を越えても、０．２％耐力で３５０ＭＰａ以上の高強度が得られない。
【００２３】
因みに、前記図１ は、後述する実施例の表１ のＮｏ．１の本発明範囲内の化学成分組成であるＡｌ合金を用い、また、前記図２ は後述する実施例の表１ のＮｏ．９の６０６１合金相当で、過剰ＳｉではないＡｌ合金を用い、実施例で後述する製造 （鍛造） 条件としつつ、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を、時効処理条件を変えて、目的導電率に更に意図的に制御させたものである。
【００２４】
なお、Ａｌ合金鍛造材の導電率は、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率だけではなく、Ａｌ合金鍛造材内部（ 中心部を含む） の導電率でも、前記図１ と同じ傾向を示す。しかし、理由は不明であるが、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方が、強度に対してより敏感に相関するとともに、測定し易い。このため、本発明では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方を選択する。
【００２５】
なお、導電率を測定するＡｌ合金鍛造材は、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面を０．０５〜０．１ｍｍ 程度機械研磨した後に、電解エッチングし、その表面の導電率を測定する。
【００２６】
本発明Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、Ａｌ合金の各合金元素量と、これらの分散状態や結晶粒度などの組織の総合的な状態を表わしている。しかも、これらの材料因子の他に、製造条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。
【００２７】
したがって、本発明の過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された６０００系Ａｌ合金鍛造材では、個々のＡｌ合金の各合金元素量や、あるいは、均質化熱処理や熱間鍛造条件などの、温度や時間条件などの大まかな条件が一致したとしても、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるとは限らない。
【００２８】
本発明でいう、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率に与える、製造条件の影響因子としては、前記温度や時間条件などの他に、鋳造の際の鋳造速度や冷却速度、鋳造材の均質化熱処理の際の昇温速度、メカニカル鍛造や油圧鍛造などの熱間鍛造機の種別と鍛造回数や、各回の鍛造の際の加工率配分や鍛造開始、終了温度条件、時効処理の温度、時間条件などのより細かいレベルである。
【００２９】
前記図１ のような強度と導電率との敏感な関係は、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上に高強度化され、かつ薄肉化された本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材では、これらの細かいレベルでの条件の違いが、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率に大きく影響することにも起因する。
【００３０】
したがって、仮に、前記大まかな材料条件や製造条件が一致した場合に、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるのであれば、本発明の技術課題である、量産しようとする場合の前記強度のばらつきの問題はむしろ生じない。前記した従来の６０６１や６１５１などのＡｌ合金鍛造材は、この場合に該当する。
【００３１】
因みに、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、前記従来の晶析出物制御方式に対し、測定自体も容易である。したがって、前記晶析出物などによる製品鍛造材の品質管理に比して、製造工程上で管理し易い。更に、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、前記した通り、合金元素量、組織の総合的な状態を表わし、製造条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。このため、晶析出物以外の因子によりＡｌ合金鍛造材の強度や靱性が影響される多くの場合にでも対応可能であり、品質の保証がし易い。そして、前記した通り、導電率の影響因子は種々あり、言い換えると、導電率の制御手段が種々あり、制御手段が限られずに、適宜種々選択することが可能となり、製造や管理、あるいは保証がしやすくなる効果もある。
【００３２】
本発明Ａｌ合金鍛造材用の素材としてのＡｌ合金鋳塊組織について以下に説明する。本発明における鍛造材用の鋳塊組織は、Ａｌ合金鍛造材の高靱性化を保証するために、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることが好ましい。これにより、Ａｌ合金鋳塊およびＡｌ合金鍛造材の結晶粒を微細化させるとともに、Ｍｇ２ＳｉとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の合計の面積率を低くし、Ａｌ合金鍛造材の靱性を向上させる。
【００３３】
この鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） が３０μｍ を越えて大きくなった場合、鋳塊からの加工率 （鋳塊を鍛造のみ行う場合や、鋳塊を押出や圧延後鍛造する場合の全体の加工率） が７０％ 以下などの、加工率の低い部位が存在した場合に、Ａｌ合金鍛造材全体の靱性を向上させることができない可能性がある。
【００３４】
なお、本発明の鍛造材用の素材とは、鋳塊ままのもの、鋳塊を均質化熱処理したもの、更に鋳塊を均質化熱処理後一旦押出加工や圧延加工したもの等を含む。また、鋳塊乃至鍛造材用素材の形状は、丸棒などのインゴットやスラブ形状、或いは成品形状に近いニアネットシェイプ等があり、特に制限されるものではない。
【００３５】
次に、本発明Ａｌ合金鍛造材乃至鍛造材用の素材における、化学成分組成について説明する。本発明のＡｌ合金組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００ 系）Ａｌ 合金として、自動車、船舶などの輸送機材や構造材あるいは部品用として、高強度、高靱性および耐応力腐食割れ性などの高い耐久性を保証する必要がある。また、本発明のＡｌ合金組成は、鍛造材表面の導電率を規定する大きな因子の一つとして、導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とする必要がある。
【００３６】
このため、本発明Ａｌ合金鍛造材の化学成分組成は、基本的に、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるものとする。
【００３７】
なお、本発明Ａｌ合金鍛造材の化学成分組成は、６０００系Ａｌ合金のＪＩＳ などの各成分規格通りにならずとも、前記本発明の諸特性を阻害しない範囲で、更なる特性の向上や他の特性を付加するための、他の元素を適宜含むなどの成分組成の変更は適宜許容される。また、溶解原料スクラップなどから必然的に混入される不純物も、本発明鍛造材の品質を阻害しない範囲で許容される。
【００３８】
次に、本発明Ａｌ合金鍛造材乃至鍛造材用素材の各元素の含有量について、臨界的意義や好ましい範囲について説明する。
【００３９】
Ｍｇ：０．６〜１．８％。
Ｍｇは人工時効により、ＳｉとともにＭｇ２ Ｓｉ （β’ 相） として析出し、最終製品使用時の高強度 （耐力） を付与するために必須の元素である。Ｍｇの０．６％未満の含有では時効硬化量が低下する。一方、１．８％を越えて含有されると、強度 （耐力） が高くなりすぎ、鍛造性を阻害する。また、溶体化処理後の焼き入れ途中に多量のＭｇ２ Ｓｉが析出しやすく、粒界上に存在するＭｇ２ ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができず、鍛造材にとって強度とともに重要な靱性や耐食性を低下させる。また、Ｍｇ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６ 〜１．８％の範囲とする。
【００４０】
Ｓｉ：０．８〜１．８％。
ＳｉもＭｇとともに、人工時効処理により、Ｍｇ２ Ｓｉ （β’ 相） として析出して、最終製品使用時の高強度 （耐力） を付与するために必須の元素である。Ｓｉの０．８％未満の含有では人工時効で十分な強度が得られない。一方、１．８％を越えて含有されると、鋳造時および溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Ｓｉ粒子が晶出および析出して、前記した通り、耐食性と靱性を低下させる。また、過剰Ｓｉが多くなり過ぎて、粒界上に存在するＭｇ２ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を小さくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくできない。更に伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。また、Ｓｉ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．８ 〜１．８％の範囲とする。
【００４１】
更に、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比は、０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上の高強度とするために、前記各含有量範囲を前提に、１ 以上とする。Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 未満では、０．２％耐力を３５０ＭＰａ以上とならない。
【００４２】
Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上。
これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌなどがその含有量に応じて選択的に結合したＡｌ−Ｍｎ 系、Ａｌ−Ｃｒ 系、Ａｌ−Ｚｒ 系金属間化合物であり、（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系として総称される分散粒子 （分散相） を生成する。
【００４３】
これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、鍛造工程中におけるパーティングライン組織のＳＴ方向の平均結晶粒径の粗大化を防止するとともに、本発明Ａｌ合金鍛造材全体に渡って、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは固溶による強度およびヤング率の増大も見込める。
【００４４】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が少なすぎると、これらの効果が期待できず、一方、これらの元素の過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性や疲労特性を低下させる原因となる。このため、これらの元素は各々、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の範囲で一種または二種以上含有させる。
【００４５】
Ｃｕ：０．２〜１．０％。
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、時効処理に際して、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果を有する。Ｃｕの含有量が０．２％未満では、これらの効果が期待できない。また、これらの効果を安定的に得るためには好ましくはＣｕの含有量を０．３％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が１．０％を越えた場合、Ａｌ合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界腐食の感受性を著しく高め、Ａｌ合金鍛造材の耐食性や耐久性を低下させる。また、Ｃｕ含有量がこの範囲より多過ぎても、また少な過ぎても、製造条件の調整によって、鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｃｕの含有量は０．２ 〜１．０％、好ましくは０．３ 〜１．０％の範囲とする。
【００４６】
以下に、不純物として含まれ易く、規定することが好ましい各元素の含有量につき説明する。
【００４７】
Ｆｅ：０．３０％以下。
Ａｌ合金に不純物として含まれるＦｅは、Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅ、Ａｌ１２（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｃｕ２ 、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ６、或いは本発明で問題とする粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系の晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、前記した通り、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Ｆｅの含有量が０．３０％ 、より厳密には０．２５％ を越えると、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を大きく、また晶析出物同士の平均間隔を小さくする可能性がある。したがって、Ｆｅの含有量は０．３０％ 以下、より好ましくは０．２５％ 以下とすることが好ましい。
【００４８】
水素：０．２５ ｍｌ／１００ｇ Ａｌ以下。
水素（Ｈ２）は、特に、鍛造材の加工度が小さくなる場合、水素に起因する気泡が鍛造等加工で圧着せず、破壊の起点となるため、靱性や疲労特性を著しく低下させる可能性がある。そして、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特に水素による影響が大きい。したがって、水素は０．２５ ｍｌ／１００ｇ Ａｌ 以下のできるだけ少ない含有量とすることが好ましい。
【００４９】
Ｚｎ：０．００５〜１．０％。
Ｚｎは人工時効時において、ＭｇＺｎ２ を微細かつ高密度に析出させ高い強度を実現させる。また、固溶したＺｎは粒内の電位を下げ、腐食形態を粒界からではなく、全面的な腐食として、粒界腐食や応力腐食割れを結果として軽減する効果が期待できる。しかし、Ｚｎの０．００５％未満の含有では人工時効で十分な強度が得られず、前記耐食性の向上効果もない。一方、１．０％を越えて含有されると、耐蝕性が顕著に低下する。したがって、含有させる場合のＺｎの含有量は０．００５ 〜１．０％の範囲とすることが好ましい。
【００５０】
Ｔｉ：０．００１〜０．１％。
Ｔｉは鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｔｉの０．００１％未満の含有では、加工性向上の効果が得られず、一方、Ｔｉを０．１％を越えて含有すると、粗大な晶析出物を形成し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は０．００１ 〜０．１％の範囲とすることが好ましい。
【００５１】
Ｂ：１ 〜３００ｐｐｍ。
Ｂ はＴｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｂ の１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られず、一方、３００ｐｐｍを越えて含有されると、やはり粗大な晶析出物を形成し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＢ の含有量は１ 〜３００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい。
【００５２】
Ｂｅ：０．１〜１００ｐｐｍ。
Ｂｅは空気中におけるＡｌ溶湯の再酸化を防止するために含有させる元素である。しかし、０．１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られず、一方、１００ｐｐｍを越えて含有されると、材料硬度が増大し、前記加工性を低下させる。したがって、含有させる場合のＢｅの含有量は０．１ 〜１００ｐｐｍの範囲とすることが好ましい。
【００５３】
Ｖ：０．１５％ 以下。
Ｖ は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどと同様に、均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、分散粒子 （分散相） を生成する。これらの分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる。しかし過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｖ系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性を低下させる原因となる。したがって、Ｖ の含有は０．１５％ 以下まで許容する。
【００５４】
次に、本発明におけるＡｌ合金鍛造材の好ましい製造方法について述べる。本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造自体は、製造条件の調整による、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲への制御以外は、常法により製造が可能である。以下に、前記導電率を範囲内とするなど、鍛造材の特性を向上させる好ましい条件について説明する。
【００５５】
先ず、前記Ａｌ合金成分範囲内に溶解調整されたＡｌ合金溶湯を鋳造する場合には、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）、ホットトップ鋳造法等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。
【００５６】
しかし、Ａｌ合金鋳塊の結晶粒を微細化し、かつ、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくするためには、Ａｌ合金溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋳造して鋳塊とすることが好ましい。また、鋳塊の冷却速度が１０℃／ｓｅｃ以上とすることにより、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることができる。一方、これ以上冷却速度が遅いと、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物を細かくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。また、結晶粒が粗大化し、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ） を３０μｍ 以下とすることができなくなる可能性がある。この結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲へ制御することも難しくなる。
【００５７】
なお、Ａｌ合金鍛造材に残留する鋳造組織を無くし、強度と靱性をより向上させるために、Ａｌ合金鋳塊を均質化熱処理後、押出や圧延加工した後に、前記熱間鍛造を行っても良い。
【００５８】
次いで、このＡｌ合金鋳塊 （鋳造材） の均質化熱処理温度は５００ 〜 ５５０℃の温度範囲とすることが好ましい。均質化熱処理温度が５５０ ℃を越えて高過ぎると、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。この結果、結晶粒内に微細な分散粒子を比較的多数分散存在させることができず、結晶粒微細化が得られない。また、これらの結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御することも難しくなる。
【００５９】
一方、均質化熱処理温度が５００ ℃未満と低過ぎても、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子の析出数が少なくなり、分散粒子自体の数が不足する。また、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物を十分に固溶させることができず、調質処理後の鍛造材の組織の粒界上に存在するＭｇ２Ｓｉ やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ） 系晶析出物の平均粒径を細かくするとともに、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることが難しくなる。また、これらの結果、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御することも難しくなる。
【００６０】
なお、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲内に収めるために、均質化熱処理の際の昇温速度は５．５ ℃／ 分以下と遅くすることが好ましい。
【００６１】
この均質化熱処理の後に、メカニカル鍛造や油圧鍛造等により熱間鍛造して、最終製品形状（ ニアネットシェイプ） のＡｌ合金鍛造材に成形する。この際、均質化熱処理後のＡｌ合金鋳塊の熱間鍛造開始温度を４００ 〜 ４５０℃とすることが好ましい。熱間鍛造開始温度が４５０ ℃を越えた場合、前記（Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）３ＳｉＡｌ１２系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。この結果、結晶粒の微細化が得られず、導電率を本発明範囲内に入らない可能性がある。一方、熱間鍛造開始温度が４００ ℃未満では、鍛造加工自体が困難となり、導電率も本発明範囲内に入らない可能性がある。
【００６２】
また、鍛造終了温度は、導電率を本発明範囲内に入れる点からは、３５０ 〜４５０ の範囲とすることが好ましい。
【００６３】
なお、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲内に収め易くするるために、熱間鍛造はメカニカル鍛造方式で行うことが好ましく、鍛造回数も３ 回以内で行うことが好ましい。
【００６４】
そして、鍛造後、本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材の必要な強度および靱性、耐食性を得るための調質処理を適宜行う。調質処理は、通常Ｔ６ （５１５ 〜５５０ ℃での溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理） 、Ｔ７ （前記溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理条件を超えて過剰時効処理） 、Ｔ８ （前記溶体化処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬化処理） 等がある。また、均質化熱処理、溶体化処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが適宜用いられる。更に、人工時効硬化処理には、空気炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。
【００６５】
但し、時効硬化処理は、その温度と時間が時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率に大きく影響する。このため、それまでの製造履歴を考慮した上で、導電率を本発明範囲内に収めて必要な強度を得るとともに、他に必要な靱性や耐食性を得るための条件を選択する必要がある。この点、合金元素量や時効処理までの製造履歴 （条件） によっても異なり、個々の製造工程や製造設備での確認が必要ではあるが、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ＩＡＣＳ％ の範囲としやすくするためには、前記時効硬化処理は、１７０ 〜２００ ℃×４ 〜９ 時間の範囲から選択するのが好ましい。
【００６６】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表１ に示す化学成分組成のＡｌ合金鋳塊 （Ａｌ合金鋳造材、いずれもφ６８ｍｍ径×５８０ｍｍ 長さの丸棒） を、ホットトップ鋳造法により、２０℃／ ｓｅｃ の冷却速度により鋳造した。そして、この鋳塊を、昇温速度５ ℃／ 分として、５５０ ℃×４ 時間で均質化熱処理した。
【００６７】
更に、４５０ ℃の鍛造開始温度、４００ ℃の鍛造終了温度で、上下金型を用いたメカニカル鍛造により合計の鍛造加工率が７５％ となるように３ 回の熱間鍛造を行い、図３ に示すような自動車のサスペンション部品形状のＡｌ合金鍛造材１ を各々製造した。この鍛造材１ は最薄肉部のアーム部分の厚みが２５ｍｍｔ であり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下である本発明規定を満足している。
【００６８】
次に、各Ａｌ合金鍛造材１ を硝石炉を用いて５５０ ℃で１ 時間の溶体化処理した後水冷 （水焼入れ） を行い、人工時効処理を行った。
【００６９】
本実施例では、各鍛造材表面の導電率を目的導電率に意図的に制御するために人工時効処理までの前記した製造条件を細かく規定して、しかもできるだけ条件を同じとして、人工時効処理までの製造履歴による各鍛造材表面の導電率のばらつきを抑制している。そして、各鍛造材表面の導電率を目標の値とするために、１７０ 〜２００ ℃×４ 〜９ 時間の範囲から、各鍛造材ごとに条件を変えて人工時効処理を行った。
【００７０】
そして、前記最薄肉部Ｔ１のアーム部分から３ 個の試験片を採取し、表２ に示すように、表面の導電率、引張強度 （σＢ 、ＭＰａ）、耐力 （σ０．２ 、ＭＰａ）、伸び （δ、％）などの引張特性や、靱性＝ シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２） 等の機械的性質の調査を行った。なお、表２ の各特性値は、各々３ 個の採取試験片の平均値を示す。
【００７１】
また、別途、Ａｌ合金鍛造材からＣ リングの試験片を採取し、応力腐食割れ性応力腐食割れ試験を行った。応力腐食割れ試験条件は、前記 Ｃリング試験片をＡＳＴＭＧ４７の交互浸漬法の規定に準じて行った。試験条件は、Ｃ リング試験片に試験片ＬＴ方向の耐力の７５％ の応力を負荷した状態で、塩水への浸漬と引き上げを繰り返して９０日間行い、試験片の応力腐食割れ発生の有無を確認した。応力腐食割れが発生している場合を×、応力腐食割れではないが、応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生している場合を△、応力腐食割れや粒界腐食が発生していない場合 （表面的な全面腐食が発生している場合を含む） を○として、これらの結果を表２ に示す。
【００７２】
表２ から明らかな通り、表１ のＮｏ．１〜６ までの本発明範囲内の化学成分組成であるＡｌ合金を用い、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲とした発明例Ｎｏ．１〜８ は、耐力 （σ０．２）の平均値が３５０ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃値の平均値も２０Ｊ／ｃｍ２ 以上と高く、高強度と高靱性を確保している。また、発明例Ｎｏ．１〜８ は、Ｓｉが高めの発明例Ｎｏ．８を除き、耐応力腐食割れ性にも優れていることが分かる。したがって、本発明化学成分組成範囲と、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率範囲の意義が分かる。
【００７３】
ただ、表２ の発明例において、発明例Ｎｏ．１に比して、Ｃｕ含有量が比較的少ない発明例Ｎｏ．５、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどの含有量が比較的少ない発明例Ｎｏ．４、６ 、過剰Ｓｉ量が比較的少ない発明例Ｎｏ．７は、発明例Ｎｏ．１に比べて、耐力が比較的低い。したがって、高強度を保証するための、過剰Ｓｉ量や、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどの含有と含有量との意義が分かる。
【００７４】
一方、表１ のＮｏ．１の本発明範囲内の化学成分組成であっても、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％の範囲から各々外れた比較例Ｎｏ．９、１０、１１では、発明例１ と同じ化学成分組成であるにもかかわらず、耐力やシャルピー衝撃値が発明例に比して著しく劣っている。
【００７５】
更に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどを含有しない比較例Ｎｏ．１２ （ 表１ のＮｏ． ８ 合金） 、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどは含有するがＣｕを含有しない比較例Ｎｏ．１３ （ 表１ のＮｏ． ７ 合金） 、６０６１合金相当で、過剰Ｓｉではない比較例Ｎｏ．１４ （ 表１ のＮｏ．９合金） は、時効処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率は本発明範囲を満足するものの、本発明化学成分組成範囲が外れ、Ｃｕを含有するが耐力やシャルピー衝撃値が、発明例に比して著しく劣っている。
【００７６】
したがって、これらの結果から、本発明導電率と本発明化学成分組成範囲との臨界的な意義が分かる。
【００７７】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、過剰Ｓｉ量やＣｕやＭｎなどの含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材であっても、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力が安定して得られる６０００系Ａｌ合金鍛造材および鍛造材用素材を提供することができる。したがって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金鍛造材の輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明６０００系Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と鍛造材強度との関係を示す説明図である。
【図２】従来の６０００系Ａｌ合金鍛造材表面の導電率と鍛造材強度との関係を示す説明図である。
【図３】自動車用のサスペンション部品用のＡｌ合金鍛造材の一例を示す斜視図である。
【符号の説明】
１：Ａｌ合金鍛造材
Claims (3)
- Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：０．２〜１．０％を含み、Ｓｉ／Ｍｇ の質量比が１ 以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下であるアルミニウム合金鍛造材であって、人工時効硬化処理後のアルミニウム合金鍛造材表面の導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度部材用アルミニウム合金鍛造材。
- 前記鍛造材が、デンドライト二次アーム間隔が３０μｍ 以下となるように鋳造した鋳塊を鍛造したものである請求項１に記載の強度部材用アルミニウム合金鍛造材。
- 前記請求項１または２に記載の鍛造材用素材であって、アルミニウム合金鋳塊からなるとともに、Ｍｇ：０．６〜１．８％、Ｓｉ：０．８〜１．８％を含み、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：０．１〜０．２％およびＺｒ：０．１〜０．２％の一種または二種以上を含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、鋳塊組織におけるデンドライト二次アーム間隔が３０μｍ 以下であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造材用素材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002204141A JP3766357B2 (ja) | 2002-07-12 | 2002-07-12 | 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造用素材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002204141A JP3766357B2 (ja) | 2002-07-12 | 2002-07-12 | 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造用素材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004043907A true JP2004043907A (ja) | 2004-02-12 |
| JP3766357B2 JP3766357B2 (ja) | 2006-04-12 |
Family
ID=31709824
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002204141A Expired - Fee Related JP3766357B2 (ja) | 2002-07-12 | 2002-07-12 | 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造用素材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3766357B2 (ja) |
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274415A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材 |
| JP2007009273A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品、その製造方法、自動車用部品、時効処理炉、およびアルミ合金製塑性加工品の製造システム |
| WO2007114078A1 (ja) | 2006-03-31 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | アルミニウム合金鍛造部材およびその製造方法 |
| JP2009041113A (ja) * | 2008-10-31 | 2009-02-26 | Showa Denko Kk | 自動車用部品 |
| JP2009148822A (ja) | 2007-11-27 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法 |
| DE112008000587T5 (de) | 2007-03-14 | 2010-01-07 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung |
| JP2011063885A (ja) * | 2010-10-29 | 2011-03-31 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 |
| WO2011114591A1 (ja) * | 2010-03-15 | 2011-09-22 | 日産自動車株式会社 | アルミニウム合金及びアルミニウム合金製高強度ボルト |
| WO2013114928A1 (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| JP2013177686A (ja) * | 2013-04-15 | 2013-09-09 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 |
| CN103710584A (zh) * | 2012-10-05 | 2014-04-09 | 现代自动车株式会社 | 铝合金组合物和铝合金组合物的热处理方法 |
| JP2014208879A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-11-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
| EP3214191A1 (en) | 2016-03-04 | 2017-09-06 | Impol 2000, d. d. | A high-strength al-mg-si aluminium alloy and its manufacturing process |
| EP3464659B1 (en) | 2016-06-01 | 2020-03-11 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | 6xxx-series aluminium alloy forging stock material and method of manufacting thereof |
| US11136657B2 (en) | 2015-02-10 | 2021-10-05 | Showa Denko K.K. | Aluminum alloy plastic worked article, method for manufacturing the same, and automobile component |
| JPWO2021230080A1 (ja) * | 2020-05-13 | 2021-11-18 | ||
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
-
2002
- 2002-07-12 JP JP2002204141A patent/JP3766357B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274415A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材 |
| JP2007009273A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品、その製造方法、自動車用部品、時効処理炉、およびアルミ合金製塑性加工品の製造システム |
| US8152940B2 (en) | 2006-03-31 | 2012-04-10 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy forging member and process for producing the same |
| WO2007114078A1 (ja) | 2006-03-31 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | アルミニウム合金鍛造部材およびその製造方法 |
| DE112008000587T5 (de) | 2007-03-14 | 2010-01-07 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung |
| US8372220B2 (en) | 2007-03-14 | 2013-02-12 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy forgings and process for production thereof |
| JP2009148822A (ja) | 2007-11-27 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 高強度アルミニウム合金板の温間プレス成形方法 |
| JP2009041113A (ja) * | 2008-10-31 | 2009-02-26 | Showa Denko Kk | 自動車用部品 |
| JP2011190493A (ja) * | 2010-03-15 | 2011-09-29 | Nissan Motor Co Ltd | アルミニウム合金及びアルミニウム合金製高強度ボルト |
| WO2011114591A1 (ja) * | 2010-03-15 | 2011-09-22 | 日産自動車株式会社 | アルミニウム合金及びアルミニウム合金製高強度ボルト |
| US8852364B2 (en) | 2010-03-15 | 2014-10-07 | Nissan Motor Co., Ltd. | Aluminum alloy and high strength bolt made of aluminum alloy |
| JP2011063885A (ja) * | 2010-10-29 | 2011-03-31 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 |
| US20140367001A1 (en) * | 2012-02-02 | 2014-12-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Aluminum alloy forged material and method for manufacturing the same |
| WO2013114928A1 (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| EP2811042B1 (en) | 2012-02-02 | 2017-06-21 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | ALUMINiUM ALLOY forged MATERIAL AND METHOD FOR manufacturING the SAME |
| JP2013177672A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-09-09 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| CN103975085A (zh) * | 2012-02-02 | 2014-08-06 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金锻造材及其制造方法 |
| CN103710584A (zh) * | 2012-10-05 | 2014-04-09 | 现代自动车株式会社 | 铝合金组合物和铝合金组合物的热处理方法 |
| JP2014208879A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-11-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
| US9605333B2 (en) | 2013-03-29 | 2017-03-28 | Kobe Steel, Ltd. | Aluminum alloy forged material for automobile and method for manufacturing the same |
| JP2013177686A (ja) * | 2013-04-15 | 2013-09-09 | Showa Denko Kk | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 |
| US11136657B2 (en) | 2015-02-10 | 2021-10-05 | Showa Denko K.K. | Aluminum alloy plastic worked article, method for manufacturing the same, and automobile component |
| US11920229B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-03-05 | Novelis Inc. | High strength 6XXX aluminum alloys and methods of making the same |
| US12043887B2 (en) | 2015-12-18 | 2024-07-23 | Novelis Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| EP3214191A1 (en) | 2016-03-04 | 2017-09-06 | Impol 2000, d. d. | A high-strength al-mg-si aluminium alloy and its manufacturing process |
| EP3464659B1 (en) | 2016-06-01 | 2020-03-11 | Aleris Aluminum Duffel BVBA | 6xxx-series aluminium alloy forging stock material and method of manufacting thereof |
| US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| JPWO2021230080A1 (ja) * | 2020-05-13 | 2021-11-18 | ||
| WO2021230080A1 (ja) * | 2020-05-13 | 2021-11-18 | 日本軽金属株式会社 | アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3766357B2 (ja) | 2006-04-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11136657B2 (en) | Aluminum alloy plastic worked article, method for manufacturing the same, and automobile component | |
| JP5698695B2 (ja) | 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| EP2811042B1 (en) | ALUMINiUM ALLOY forged MATERIAL AND METHOD FOR manufacturING the SAME | |
| JP3766357B2 (ja) | 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造用素材 | |
| JP4801386B2 (ja) | アルミ合金製塑性加工品、その製造方法、自動車用部品、時効処理炉、およびアルミ合金製塑性加工品の製造システム | |
| JP3684313B2 (ja) | 自動車のサスペンション部品用高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 | |
| EP2664687B1 (en) | Improved free-machining wrought aluminium alloy product and manufacturing process thereof | |
| EP3214191B1 (en) | A high-strength al-mg-si aluminium alloy and its manufacturing process | |
| JP2010018875A (ja) | 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法 | |
| JP2004084058A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材の製造方法およびアルミニウム合金鍛造材 | |
| JP2020066752A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材およびその製造方法 | |
| JP2004292937A (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JP3726087B2 (ja) | 輸送機構造材用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| JP3721020B2 (ja) | 耐食性に優れた高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材 | |
| JPH10219381A (ja) | 耐粒界腐食性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| JP2006274415A (ja) | 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材 | |
| JP5275321B2 (ja) | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 | |
| CN111575554A (zh) | 一种高强度耐磨铝合金的生产方法 | |
| WO2009123084A1 (ja) | マグネシウム合金およびその製造方法 | |
| JP2003277868A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材 | |
| JP5532462B2 (ja) | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 | |
| JP5575028B2 (ja) | 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法 | |
| JP2001181771A (ja) | 高強度耐熱アルミニウム合金材 | |
| CN115896558A (zh) | 一种4xxx系铝合金锻件及其制备方法 | |
| JPH06330264A (ja) | 強度と靱性に優れたアルミニウム合金鍛造材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040401 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050805 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050920 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051118 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060117 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060126 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3766357 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100203 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100203 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110203 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120203 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130203 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140203 Year of fee payment: 8 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |