JP2012001756A

JP2012001756A - 高靭性Ａｌ合金鍛造材及びその製造方法

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Publication number: JP2012001756A
Application number: JP2010136945A
Authority: JP
Inventors: Koichi Matsuda; 公一松田; Hidechika Hatta; 秀周八太
Original assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Light Metal Industries Ltd
Priority date: 2010-06-16
Filing date: 2010-06-16
Publication date: 2012-01-05

Abstract

【課題】機械的性質及び衝撃特性に優れた高靭性Ａｌ合金鍛造材を提供すること。
【解決手段】質量基準で、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｆｅ：０．０１〜０．９％、Ｃｕ：０．０３〜０．７％、Ｍｎ：０．９％以下、Ｍｇ：０．４〜１．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．３５％及びＴｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金の熱間圧延板を用いた鍛造材において、結晶粒のアスペクト比が９以上であり、且つ、６５Ｊ／ｃｍ²以上のシャルピー衝撃値を有するように構成した。
【選択図】なし

Description

本発明は、アルミニウム（Ａｌ）合金の熱間圧延板を用いた高靭性Ａｌ合金鍛造材及びその製造方法に係り、特に、自動車の足回り部品、例えばアッパーアーム、ロアアーム等のアーム類、或いはリンク類等に好適に用いられ得る、強度及び靭性に優れたＡｌ合金鍛造材と、それを有利に製造し得る方法に関するものである。

近年、地球環境問題に対して、排ガス規制や二酸化炭素の排出抑制等の要求から、自動車の軽量化又は燃費向上が求められており、そのために、軽量化効果の高いバネ下重量の軽量化が要求されている。そして、従来より、自動車の足回り部品、例えばアッパーアーム、ロアアーム等としては、鋼材を使用し、サスペンション形式を工夫することにより、サスペンションのコンパクト化及び高機能化が図られてきたが、鋼材の利用には、軽量化の限界があるため、近年では、軽量化を図るために、鋼材に代えて、Ａｌ合金材を用いることが多くなってきている。その中で、Ａｌ合金の鍛造材を用いる場合には、それが複雑な製品形状を有するものであるところから、熱間鍛造にて成形された後、熱処理、切削加工等が実施されることとなる。更に、熱間鍛造にて製造されたＡｌ合金の鍛造材においては、自動車用の足回り部品として利用される場合、自動車走行中の路面からの入力に対して、破断することのない強度、及び良好な靭性を備えていることが、必要とされているのである。

ところで、これまでに、耐衝撃破壊性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系Ａｌ合金のサスペンション部品材としては、特開２００３−２２１６３６号公報（特許文献１）では、押出部材が提案されている。しかしながら、押出部材を、そのまま、サスペンション部品として適用しても、形状自由度が低いために、複雑形状を有するサスペンション部品として容易に利用することは、困難であったのである。

また、特開平６−３３０２６４号公報（特許文献２）においては、Ａｌ合金素材を３００〜４００℃の温度範囲で熱間鍛造することにより、強度と靭性に優れたＡｌ合金鍛造材を得ることの出来る製造方法が、提案されている。しかしながら、このような方法では、鍛造温度が低いために、変形能が不足し、ひび割れや欠肉を生じる傾向があり、複雑形状を有する足回り部品として適する形状を得ることが難しい問題があった。

さらに、特開２００２−６０８８１号公報（特許文献３）においては、鋳造鍛造法の一つとして、所定の合金成分のＡｌ合金鋳物を、加熱された金型を用いて、高温鍛造する技術が提案されているが、そこで採用される、ダイカストや溶湯鍛造等の手法を用いて得られる鍛造材は、形状を自由に設計することが出来るものの、それらの製造方法では、鍛造材中に鋳造欠陥を有している可能性があり、充分な靭性を得ることが出来ないものであった。

加えて、自動車足回り部品である、Ａｌ−Ｍｇ系Ａｌ合金の熱間圧延板を用いたサスペンション部品材として、特開２００４−１２４２１１号公報（特許文献４）では、３〜６ｍｍ厚のＡｌ合金熱間圧延板の曲げ加工により、サスペンション部品が提供されている。しかしながら、鍛造無しでは、形状自由度が低いため、複雑形状を有するサスペンション部品として容易に利用することは、困難である。

更にまた、特開２００３−２７７８６８号公報（特許文献５）においては、Ａｌ合金熱間圧延板を用いて鍛造材としても良いとされているが、実施例を含め、具体的には開示されていないために、それをどのように実施することが出来るのか、明らかではなかった。なお、実施例から見て、自動車足回り部品として採用する場合には、耐靭性が低いために、自動車走行中の路面からの入力に対して、破断してしまう危険性をも内在している。

特開２００３−２２１６３６号公報特開平６−３３０２６４号公報特開２００２−６０８８１号公報特開２００４−１２４２１１号公報特開２００３−２７７８６８号公報

ここにおいて、本発明は、かかる事情を背景にして為されたものであって、その解決すべき課題とするところは、機械的性質及び衝撃特性に優れた高靭性Ａｌ合金鍛造材を提供することにあり、また、その有利な製造方法を提供することにある。

そして、本発明にあっては、そのような課題の解決のために、質量基準で、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｆｅ：０．０１〜０．９％、Ｃｕ：０．０３〜０．７％、Ｍｎ：０．９％以下、Ｍｇ：０．４〜１．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．３５％及びＴｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金の熱間圧延板を用いた鍛造材にして、結晶粒のアスペクト比が９以上であり、且つ、６５Ｊ／ｃｍ²以上のシャルピー衝撃値を有していることを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材を、その要旨とするものである。

なお、このような本発明に従う高靭性Ａｌ合金鍛造材の望ましい態様の一つによれば、前記Ａｌ合金は、質量基準で、Ｚｒ：０．０１〜０．２５％を更に含有している。

また、本発明にあっては、上述の如き高靭性Ａｌ合金鍛造材を製造する方法の一つとして、前記Ａｌ合金からなる熱間圧延板を用い、それを、４９０〜５５０℃に加熱し、直ちに１５０℃〜５００℃に加熱された金型を用いて鍛造した後、室温まで冷却し、次いで、その得られた鍛造材に対して、５００〜５７０℃で溶体化処理を施した後、５０℃／秒以上の冷却速度で水冷せしめ、更にその後、１５０℃〜２２０℃で１〜３０時間の時効処理を施すことを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材の製造方法を、その要旨とする。

さらに、本発明にあっては、上述の高靭性Ａｌ合金鍛造材を製造する方法の他の一つとして、前記Ａｌ合金からなる熱間圧延板を用い、それを、５００〜５５０℃に加熱し、直ちに１５０℃〜５００℃に加熱された金型を用いて鍛造した後、その得られた鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、５０℃／秒以上の冷却速度で水冷せしめ、更にその後、１５０℃〜２２０℃で１〜３０時間の時効処理を施すことを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材の製造方法をも、その要旨とするものである。

このような本発明によれば、従来の６０００系のＡｌ合金鍛造材よりも、更に改良された高靭性Ａｌ合金鍛造材、即ち、シャルピー衝撃値が６５Ｊ／ｃｍ²以上である、機械的性質に優れた、自動車足回り部品等として好適に使用され得る高靭性Ａｌ合金鍛造材が提供され得たのであり、また、そのような優れた特性を有するＡｌ合金鍛造材が、工業的に有利に製造され得ることとなったのである。

実施例において製造される鍛造材の形状を示す斜視説明図である。図１において示される鍛造材における試験片の採取位置を示す斜視説明図である。図１において示される鍛造材を、その長手方向で、鍛造方向に平行な方向の断面で切断した斜視説明図である。

ここにおいて、本発明に従う鍛造材を与えるＡｌ合金における合金成分の意義及び限定理由について説明するならば、先ず、Ｓｉ（ケイ素）は、Ｍｇ（マグネシウム）と共存して、母相中にＭｇ₂Ｓｉ粒子を析出させて、強度を向上させる特徴を発揮する。そのために、かかるＳｉの含有量は、０．４〜１．３質量％の範囲内とする必要があり、これに反して、Ｓｉ含有量が０．４質量％未満となると、充分な強度が得られず、また、１．３質量％を超えるようになると、母相中に単体のＳｉが析出し、加工性及び焼入れ性を害することとなる。

また、Ｆｅ（鉄）は、結晶粒を微細にする効果を有しており、そのために、その含有量を０．０１〜０．９質量％の範囲内とする必要がある。このＦｅの含有量が、０．０１質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．９質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、靭性が低下する等の問題を惹起する。

さらに、Ｃｕ（銅）は、Ｍｇと複合して含有せしめることにより、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の粒子を析出し、Ａｌ合金の強度を向上させる機能を発揮し得るものであって、そのためには、０．０３〜０．７質量％の範囲内において含有せしめる必要がある。このＣｕの含有量が０．０３質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．７質量％を超えるようになると、加工性が悪化する等の問題を惹起する。

更にまた、Ｍｎ（マンガン）は、結晶粒を微細化すると共に、Ａｌ−Ｍｇ−（Ｓｉ）系の微細化合物粒子を析出させる作用を奏するものであって、そのためには、０．９質量％以下の範囲内において含有せしめる必要がある。なお、このＭｎの含有量が０．９質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成され、靭性の低下を惹起するようになる。また、かかるＭｎは、有利には、０．０５質量％以上の濃度において含有せしめられることとなる。

加えて、Ｍｇは、Ｓｉ及びＣｕと共存して、Ａｌ合金の強度を向上させるように機能するものであり、有効な含有範囲は、０．４〜１．２質量％である。この含有量が０．４質量％未満では、充分な強度が得られず、また、１．２質量％を超えて含有すると、加工性及び焼入れ性の低下を惹起することとなる。

合金成分であるＣｒ（クロム）も、また、結晶粒を微細化すると共に、Ａｌ−Ｃｒ系の微細化合物粒子を析出させる作用がある。そして、その有効な含有範囲は、０．０１〜０．３５質量％である。このＣｒ含有量が０．０１％未満では、その効果が充分でなく、また、０．３５質量％を超えて含有するようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、靭性の低下等の問題を惹起する。

更に加えて、Ｔｉ（チタン）にも、結晶粒を微細にする効果があり、そのために、本発明においては、０．００５〜０．３質量％の範囲内において、含有せしめられることとなる。なお、Ｔｉの含有量が０．００５質量％未満となると、その効果が充分でなく、また０．３質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、靭性を低下させる等の問題を惹起することとなる。

なお、Ｚｒ（ジルコニウム）には、結晶粒を微細化し、加工性を向上させる効果があるところから、本発明では、有利には、０．０１〜０．２５質量％の範囲内において、含有せしめられることとなる。このＺｒ含有量が０．０１質量％未満では、その効果が充分でなく、また、０．２５質量％を超えるようになると、巨大な金属間化合物が形成されて、靭性を低下させる等の問題が惹起されるようになる。

そして、本発明に従うＡｌ合金は、上記した各合金成分の他、残部はＡｌと不可避的不純物からなるものである。この不可避的不純物は、目的とするＡｌ合金の調製に際して、必然的に混入するものであって、公知の不純物割合において存在するように、その含有量が制御されることとなる。なお、そのような不可避的不純物の合計の含有量としては、一般に、０．１５質量％程度以下とされることとなる。

ここで、かくの如き合金成分を有するＡｌ合金を用いて得られた熱間圧延板からなる、本発明に従うＡｌ合金鍛造材においては、その結晶粒のアスペクト比が９以上である特徴を有している。けだし、このアスペクト比が９よりも小さくなると、粒界破壊が起こり易くなるために、靭性が低下するようになるからである。なお、高アスペクト比を得るべく、鍛造加工度を大きくしたりした場合等には、鍛造後のＴ６処理によって結晶粒が粗大化し、靭性が低下する等の問題を惹起する恐れがある。このため、アスペクト比の上限としては、一般に、１５以下となるように調整されることとなる。

しかも、そのような本発明に従うＡｌ合金鍛造材においては、そのシャルピー衝撃値が６５Ｊ／ｃｍ²以上である特徴を有している。これによって、自動車足回り部品として使用される場合において、当該部品の薄肉化による軽量化が可能となるのである。

ところで、本発明においては、かかる目的とするＡｌ合金鍛造材を得るべく、上述の如き合金組成を有するＡｌ合金熱間圧延板を用い、それを、型打鍛造や自由鍛造により所望の鍛造材に加工し、次いで、常温まで冷却した後に溶体化処理温度まで加熱せしめ、その後、焼入れ処理を施すか、或いは鍛造温度が高くて、得られる鍛造材に実質的に溶体化処理が施されておれば、鍛造終了後、直ちに、焼入れ処理を施し、その後、人工時効処理を施す手法が、有利に採用され、これによって、所定の自動車足回り部品向け鍛造材を、有利に得ることが出来るのである。

ここにおいて、前述の如き合金組成を有するＡｌ合金からなる、本発明において用いられるＡｌ合金熱間圧延板を製造するに際しては、先ず、常法に従ってＤＣ鋳造して、上述せる如き合金組成のＡｌ合金からなる鋳塊を得、そして、その得られたＡｌ合金鋳塊を、常法に従って熱間圧延することにより、好ましくは、３０℃／時間以上の昇温速度にて加熱した後、４９０〜５７０℃の温度範囲にて１〜２０時間の均質化処理を施し、その後、４６０〜５２０℃にて、圧下率を８０〜９５％程度として、熱間圧延を施すことによって、目的とするＡｌ合金熱間圧延板が得られるのである。

次いで、この得られたＡｌ合金熱間圧延板を、熱間鍛造により、所望の鍛造材とするために、熱間鍛造開始時のＡｌ合金熱間圧延板の温度としては、４９０〜５５０℃の範囲が採用されることとなる。このときの熱間圧延板の温度が４９０℃未満となると、Ａｌ合金熱間圧延板の変形能が不足して、ひび割れや欠肉等の問題を生じる恐れがある。また、５５０℃を超える場合には、添加元素により生成した共晶合金の融解による割れの誘発が懸念されるからである。また、この熱間鍛造に用いられる鍛造金型の温度としては、１５０〜５００℃の範囲内の温度が、有利に採用されることとなる。この温度が１５０℃未満となると、鍛造材の変形抵抗が高くなり、鍛造割れが発生する恐れがあるからであり、また５００℃を超える場合には、金型による抜熱の不足及び潤滑不足により、型離れ性の低下を惹起するようになるからである。特に、後述する溶体化処理を鍛造材に施す場合には、鍛造金型の温度としては、１５０〜３００℃の温度範囲、中でも２５０℃までの温度範囲が、有利に採用されることとなる。なお、この熱間鍛造における鍛造加工度は、７０％以下であることが、望ましい。

そして、かかる熱間鍛造の終了後、得られた鍛造材を、常温まで冷却した後に、溶体化処理温度まで加熱し、次いで、焼入れ処理を施す場合において、その溶体化処理温度は、５００〜５７０℃の範囲内とされる。また、その温度での保持時間としては、３０分〜８時間程度が優位的に採用されることとなる。なお、この温度が５００℃未満では、強度に寄与する合金元素が溶入しないために、鍛造材の強度低下を惹起するからであり、また、５７０℃を超えるようになると、添加元素により生成した共晶合金の融解による割れの誘発が懸念されるからである。

また、上記した溶体化処理が施された鍛造材は、５０℃／秒以上の冷却温度で、水を用いた公知の冷却手法によって冷却せしめられて、焼入れが施されるのである。この溶体化処理後の冷却速度には、５００℃から８０℃までの温度範囲において、５０℃／秒以上が採用される。そして、そのような冷却速度を実現するために、冷却水の温度が適宜に選定されることとなるが、特に、本発明にあっては、水温は低い方が望ましく、例えば８０℃以下、更に好ましくは６０℃以下である冷却水を用いて、焼入れが実施されることとなる。なお、この焼入れに際して、冷却終了温度が８０℃よりも高い温度となったり、冷却速度が５０℃／秒未満であったりした場合には、固溶した合金元素を微細に析出させることが出来ず、充分な強度を得ることが出来ないからである。

そして、そのような水冷による焼入れの後、鍛造材には、１５０〜２２０℃の温度範囲において、１〜３０時間の時効処理が施される。この時効処理において、温度が１５０℃未満であったり、処理時間が１時間未満となる場合には、固溶させた元素の微細析出量が不充分となり、充分な強度を得ることが出来ず、また、２２０℃を超えるような場合や、３０時間を超えるような場合においては、析出物が粗大化し、充分な強度を得ることが出来なくなるのである。

なお、前記した熱間鍛造を行なった後、得られた鍛造材が高温であって、実質的に溶体化処理が施されてなる状態となっておれば、かかる鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、直ちに、上記の水冷による焼入れ処理が実施され、その後、上記の時効処理が施されるようにすることが出来る。この場合において、熱間鍛造されるＡｌ合金圧延板の加熱温度としては、一般に、５００℃以上、５５０℃以下が有利に採用され、また金型温度としては、一般に、２５０℃以上、特に３００℃を超える温度が有利に採用されることとなる。そして、これによって、室温への冷却及び溶体化処理の工程を省略することが出来ることとなって、工程の簡略化を実現することが可能となるのである。

以下に、本発明の実施例を幾つか示し、本発明を更に具体的に明らかにすることとするが、本発明が、そのような実施例の記載によって、何等の制約をも受けるものでないことは、言うまでもないところである。また、本発明には、以下の実施例の他にも、更には上記した具体的記述以外にも、本発明の趣旨を逸脱しない限りにおいて、当業者の知識に基づいて、種々なる変更、修正、改良等を加え得るものであることが、理解されるべきである。

なお、以下の実施例において、各試験材を熱間鍛造して得られる鍛造材は、図１に示される如き形状と寸法を有するものであり、そして、その特性の評価は、図２及び図３に示されるＡ、Ｂ若しくはＣの部位において、下記の試験法に従って測定して得られたものである。

−機械的性質の測定−
ＪＩＳＺ２２０１の４号試験片の縮小試験片を、図２のＡ部より採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して、機械的性質（引張強さ：σＢ、耐力：σ０．２、伸び率：δ）の測定を行ない、引張強さが３００ＭＰａ以上の場合を、合格とした。

−靭性の評価−
試験片を、図２のＢ部より採取し、ＪＩＳＺ２２４２のＵノッチ試験片に加工した後、室温にて、シャルピー衝撃試験を、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して実施し、シャルピー衝撃値（衝撃特性）が６５Ｊ／ｃｍ²以上の場合を、合格とした。

−アスペクト比−
図３に示される、鍛造方向に延び且つ試験材の長手方向に延びる、Ａ矢視方向より観察される断面Ｃ部に対して、ペーパー研磨、バフ研磨及び電解研磨を施した後、偏光ミクロ組織観察を行ない、その観察された結晶粒の縦横比を示したものである。ここで、鍛造方向に直角な方向の結晶粒の長さをｂとし、鍛造方向の結晶粒の長さをａとして、かかる長さｂを長さａで割った値：ｂ／ａを、アスペクト比と定義した。そして、鍛造材は、かかるアスペクト比が９を超える場合に合格とした。また、測定は、倍率２５倍にて、２０視野の範囲において実施した。

−実施例１−
先ず、下記表１に示される各種合金組成のＡｌ合金：Ｎｏ．１〜９を用いて、通常のＤＣ鋳造法に従って、それぞれ鋳塊を作製した。次いで、この得られた各種鋳塊を用いて、それぞれ、昇温速度：３０℃／時間以上で加熱し、そして５６０℃にて６時間の均質化処理を施した後、４８０℃にて熱間圧延を施すことにより、板厚２５ｍｍの各種Ａｌ合金熱間圧延板を得た。そして、上記で得られた各Ａｌ合金熱間圧延板から、それぞれ、板厚２５ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１０５ｍｍの試験材を採取して、下記表２に示される各種処理条件下において、熱間鍛造、溶体化処理及び時効処理を実施した。具体的には、各試験材について、それぞれ、各種金型温度下で熱間鍛造を行ない、図１に示される如き形状の鍛造材を得た後、室温まで冷却し、次いでその得られた鍛造材に対して溶体化処理を施し、その後、水冷による焼入れを行ない、更に時効処理を施して、各種鍛造材Ｎｏ．１〜１８を得た。なお、Ｎｏ．１９に係る鍛造材は、金型温度を５００℃として鍛造を行ない、その得られた鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、８０℃まで１００℃／秒での焼入れが可能であったため、溶体化処理に必要な加熱を省略して、得られたものである。

次いで、かかる得られた各種の鍛造材Ｎｏ．１〜１９から試験片を採取して、それぞれ、その機械的性質（引張強さ：σＢ、耐力：σ０．２、伸び率：δ）を測定し、また、靭性やアスペクト比の評価を行ない、その結果を、下記表３に示した。

この表３の結果から明らかなように、本発明に従うＮｏ．１〜１９に係る各鍛造材は、何れも、引張強さが３００ＭＰａ以上のものであり、また、その衝撃試験値にあっても、６５Ｊ／ｃｍ²以上のものとなり、更に、アスペクト比においても、９以上のものとなって、機械的性質、靭性（衝撃特性）の何れにおいても、優れたＡｌ合金鍛造材となっていることが認められる。

−比較例１−
下記表４に示される各種合金組成のＡｌ合金Ｎｏ．１０〜２３を用い、上記した実施例１の場合と同様にして、各種Ａｌ合金熱間圧延板を製造し、そしてそれを熱間鍛造し、更に溶体化処理及び時効処理を施して、各種鍛造材Ｎｏ．２０〜３３を得た。また、表１のＡｌ合金Ｎｏ．１を用いて、製造条件を種々変化させて、各種鍛造材Ｎｏ．３４〜４３を得た。このときの熱間鍛造条件〜時効処理条件を、下記表５に示した。

そして、かかる得られた鍛造材Ｎｏ．２０〜４３について、それぞれ、先の実施例１と同様にして、機械的性質や靭性の評価を行ない、その結果を、下記表６に示した。なお、鍛造材Ｎｏ．４３は、先の鍛造材Ｎｏ．１９と同様の製造方法にて作製したが、熱間鍛造後の鍛造材の温度は、４５０℃であった。

かかる表４〜表６の結果から明らかな如く、鍛造材Ｎｏ．２０，２４，２７，３６は、それぞれ、Ｓｉ量、Ｃｕ量、或いはＭｇ量が少ないことにより、又は、溶体化処理温度が低いために、強度が低下していることが認められる。また、鍛造材Ｎｏ．２１，２５，２８，３４，３７は、それぞれ、Ｓｉ量、Ｃｕ量、或いはＭｇ量が多いために、又は、鍛造前加熱温度や金型温度が低いために、所定の形状を得ることが出来なかった。更に、Ｎｏ．２２及び２９に係る鍛造材は、それぞれ、Ｆｅ量或いはＣｒ量が少ないために、強度及び靭性が低下した。加えて、鍛造材Ｎｏ．２３，２６，３０〜３３は、それぞれ、Ｆｅ量、Ｍｎ量、Ｃｒ量、Ｔｉ量、或いはＺｒ量が多いため、又はＴｉ量が少ないために、靭性が低下する結果となった。

また、Ｎｏ．３８に係る鍛造材では、金型温度が高いために、潤滑不足により、材料が金型へ凝着して、目的とする鍛造材を得ることが出来ないことが明らかとなった。また、Ｎｏ．４１に係る鍛造材は、人工時効温度が低く、時間が短いために、充分な強度が得られず、更に、Ｎｏ．４２に係る鍛造材は、人工時効温度が高く、時間が長いために、析出物が粗大化して、強度が低くなる問題が惹起されている。そして、Ｎｏ．４０に係る鍛造材は、溶体化処理後の冷却速度が遅いために、析出物が粗大化して、強度が低下してしまうことが認められる。

さらに、Ｎｏ．３５及び３９に係る鍛造材は、鍛造前加熱温度や溶体化処理温度が高いために、共晶融解を惹起し、それによって内部にクラックが発生し、試験片を採取することが出来なかった。なお、Ｎｏ．４３に係る鍛造材は、焼入れられる鍛造材の温度が低かったために、溶体化不足により強度が低下し、不合格となった。

−比較例２−
下記表７に示される各種合金組成のＡｌ合金を用い、通常のＤＣ鋳造に従って鋳塊を作製した。次いで、この得られた鋳塊について、昇温速度：３０℃／時間以上で加熱し、４９０〜５７０℃にて１〜２０時間の均質化処理を施して、鋳造棒を得た。また、かかる得られた鋳造棒を、４００〜５２０℃に加熱し、押出比を３〜３０として、熱間押出を実施して、押出棒を得た。そして、この得られた鋳造棒及び押出棒に、下記表８に示される処理条件の下において、熱間鍛造、溶体化処理及び時効処理を施した。かかる得られた試験材の２つについて、実施例１と同様の方法で、それぞれ機械的性質、靭性の評価を実施した。その結果を、下記表９に示した。

かかる表９の結果から明らかな如く、鍛造材Ｎｏ．４４及び４５は、何れも、アスペクト比が低く、靭性が低い値を示すものであって、自動車の足回り部品としては不充分なものであった。

Claims

質量基準で、Ｓｉ：０．４〜１．３％、Ｆｅ：０．０１〜０．９％、Ｃｕ：０．０３〜０．７％、Ｍｎ：０．９％以下、Ｍｇ：０．４〜１．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．３５％及びＴｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金の熱間圧延板を用いた鍛造材にして、結晶粒のアスペクト比が９以上であり、且つ、６５Ｊ／ｃｍ²以上のシャルピー衝撃値を有していることを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材。
前記Ａｌ合金が、質量基準で、Ｚｒ：０．０１〜０．２５％を更に含有している請求項１に記載の高靭性Ａｌ合金鍛造材。
請求項１又は請求項２に記載の高靭性Ａｌ合金鍛造材を製造する方法にして、
前記Ａｌ合金からなる熱間圧延板を用い、それを、４９０〜５５０℃に加熱し、直ちに１５０℃〜５００℃に加熱された金型を用いて鍛造した後、室温まで冷却し、次いで、その得られた鍛造材に対して、５００〜５７０℃で溶体化処理を施した後、５０℃／秒以上の冷却速度で水冷せしめ、更にその後、１５０℃〜２２０℃で１〜３０時間の時効処理を施すことを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材の製造方法。
請求項１又は請求項２に記載の高靭性Ａｌ合金鍛造材を製造する方法にして、
前記Ａｌ合金からなる熱間圧延板を用い、それを、５００〜５５０℃に加熱し、直ちに１５０℃〜５００℃に加熱された金型を用いて鍛造した後、その得られた鍛造材の温度が４８０℃未満となる前に、５０℃／秒以上の冷却速度で水冷せしめ、更にその後、１５０℃〜２２０℃で１〜３０時間の時効処理を施すことを特徴とする高靭性Ａｌ合金鍛造材の製造方法。