JP5081791B2 - 自動車部品の製造方法 - Google Patents

Description

この発明は、Ａｌ（アルミニウム）−Ｍｇ（マグネシウム）−Ｓｉ（ケイ素）系の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を得てこれを塑性加工し、自動車部品を製造する自動車部品の製造方法に関するものである。

自動車部品、例えばサスペンション部品は、専ら鉄系材料が使用されていたが、軽量化を主目的としてアルミニウム材料またはアルミニウム合金材料に置き換えることが多くなってきた。これら自動車部品では、優れた耐食性、高強度および優れた加工性が要求されることから、アルミニウム合金材料としてＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、特に、Ａ６０６１が多用されている。そして、このような自動車部品は、強度の向上を図るため、アルミニウム合金材料を加工用素材として用いて塑性加工の１つである鍛造加工で製造される。

また、最近では、コストダウンを図る必要があるため、押出をせずに鋳造部材をそのまま素材として鍛造した後、Ｔ６処理して得られたサスペンション部品が実用化され始めており、さらに軽量化を目的にとして、従来のＡ６０６１に代わる高強度合金の開発が進められている（例えば特開平５−５９４７７号公報、特開平５−２４７５７４号公報、特開平６−２５６８８０号公報に開示されている。）。

これらＡ６０６１およびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の高強度合金は、鍛造および熱処理工程において加工組織が再結晶し、粗大結晶粒が発生することにより、十分な高強度を得ることができないという問題があった。そのため、粗大再結晶粒防止のため、Ｚｒ（ジルコニウム）を添加して再結晶を防止している例が多い（例えば特開平５−５９４７７号公報、特開平５−２４７５７４号公報に開示されている。）。

しかしながら、Ｚｒの添加は、再結晶防止に効果があるものの、次のような問題を有している。
（１）Ｚｒの添加により、Ａｌ−Ｔｉ（チタン）−Ｂ（ホウ素）系合金の結晶粒微細化効果が弱められ、鋳塊自体の結晶粒が粗くなり、逆に塑性加工後の加工品の強度低下をきたすことが多くなる。
（２）鋳塊自体の結晶粒微細化効果が弱められるため、鋳塊割れが発生し易くなり、内部欠陥が増加し、歩留まりが悪化する。
（３）ＺｒはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系合金と化合物を形成し、合金溶湯を貯留する炉の底に化合物が堆積し、炉を汚染するとともに、製造した鋳塊においてもこれら化合物が鋳塊中に粗大に晶出し、強度を低下させる。
このため、Ｚｒの添加は効果があるものの、強度の安定性を維持するのが難しく、製品の品質が不安定となり、材料コストの上昇を招いていた。

この発明は、上記したような不都合を解消するためになされたもので、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｃｕ（銅）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｒ（クロム）などの合金元素の含有量を調整し、かつ、晶出物の平均粒径、鋳塊組織のデンドライト二次アーム間隔（Dendrite Arm Space：以下、ＤＡＳと記す。）、結晶粒径を調整することにより、強度が向上し、再結晶粒の発生しにくい塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を得、続いて、その塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を用いて製造する自動車部品の製造方法を提供するものである。

この発明にかかる塑性加工用アルミニウム合金鋳塊は、溶解炉で溶解し、フラックス処理をし、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後のアルミニウム合金溶湯にＴｉ及びＢを投入し、その後３０分以内に、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として連続鋳造することで、Ｍｇ（マグネシウム）を０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉ（ケイ素）を０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕ（銅）を０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｍｎ（マンガン）を０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｃｒ（クロム）を０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅ（鉄）を０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ（チタン）を０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂ（ホウ素）を０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物であり、Ｚｒを不添加として晶出物の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有するものとして得られる。
また、上記した塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を連続鋳造する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の製造方法は、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として鋳造する方法である。
なお、鋳造後に均質化処理を施さないのが望ましい。
さらに、この発明にかかる自動車部品の製造方法は、上記した塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を用い、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に熱間鍛造加工による塑塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱する方法である。
なお、塑性加工後に５２０℃〜５５０℃で溶体化処理を施すのが望ましい。
また、この発明にかかる自動車部品は、溶解炉で溶解し、フラックス処理をし、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後のアルミニウム合金溶湯にＴｉ及びＢを投入し、その後３０分以内に、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として連続鋳造することで、Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物であり、Ｚｒを不添加として晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アーム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を得て、当該塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に熱間鍛造加工による塑性加工を施すときに、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱して製造して得られるものである。
なお、この明細書中におけるｗｔ％は、重量％を意味し、ＳＩ単位系の質量％と等価である。
したがって、例えば０．７ｗｔ％は、０．７重量％または０．７質量％のことである。

以上のように、この発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊によれば、溶解炉で溶解し、フラックス処理をし、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後のアルミニウム合金溶湯に、Ｚｒを不添加として微細化材〔Ｔｉ（チタン）およびＢ（ホウ素）〕を添加し、その後３０分以内に、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として連続鋳造することで、結晶粒径を３００μｍ以下にしたので、鍛造加工性に優れた鋳造合金を得ることができる。したがって、高強度、高靱性、時効硬化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車用のサスペンションなどに好適な材料となるとともに、その部品を得ることができる。

また、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として、晶出物の平均粒径が８μｍ以下、ＤＡＳが４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を鋳造することができる。そして、鋳造後に均質化処理を施さなくても機械的強度に優れているので、均質化処理工程が不要となり、その設備が不要になるとともに、消費エネルギーが少なくなることにより、生産性が向上する。

また、上記塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に熱間鍛造加工による塑性加工を施すとき、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱するので、熱間加工中に導入された歪みが減少するため、溶体化処理時の再結晶成長のエネルギーが小さくなり、健全な製品を得ることができる。そして、５２０℃〜５５０℃で溶体化処理を施すので、時効硬化を著しく促進させ、時効処理後の強度をさらに高めることができる。さらに、この発明のアルミニウム合金塑性加工品は、機械的強度に優れたものとなる。

また、この発明により自動車部品は、溶解炉で溶解し、フラックス処理をし、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後のアルミニウム合金溶湯にＴｉ及びＢを投入し、その後３０分以内に、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として連続鋳造することで、Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物であり、Ｚｒを不添加として晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アーム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を得て、当該塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に熱間鍛造加工による塑性加工を施すときに、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱して製造して得られるので、鍛造加工性に優れた鋳造合金を得ることができ、高強度、高靱性、時効硬化性の大きいことが要求される自動車部品に好適な材料となるとともに、その部品を得ることができる。

以下、この発明について説明する。
Ｓｉは、Ｍｇと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｓｉの含有量が０．７ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が少なくなる。 一方、１．０ｗｔ％を越えると、Ｓｉの粒界析出が多くなり、粒界脆化が生じ易く、鋳塊の鍛造加工性（塑性加工性）、および最終製品の靭性を低下させるのみならず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越えることになる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％の範囲にする必要がある。なお、Ｓｉは、後述するＭｇの量に対してＭｇ2Ｓｉを生成する量を越えて過剰に添加することにより、時効処理後の最終製品の強度をさらに高める。

Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ系析出物を形成し、最終製品の強度向上に寄与する。Ｍｇの含有量が０．８ｗｔ％よりも少ないと、析出強化の効果が少なくなる。一方、１．２ｗｔ％を越えると、鋳塊の鍛造加工性、および最終製品の靭性を低下させるのみならず、鋳塊の晶出物の平均粒径が所定の上限を越えることになる。したがって、Ｍｇの含有量は、０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％の範囲にする必要がある。

Ｃｕは、Ｍｇ₂Ｓｉ系析出物の見かけの過飽和量を増加させ、Ｍｇ2Ｓｉ析出量を増加させることにより、最終製品の時効硬化を著しく促進させる。Ｃｕの含有量が０．３ｗｔ％よりも少ないと、上記した効果も少なくなる。一方、０．６ｗｔ％を越えると、鋳塊の鍛造加工性、および最終製品の靭性を低下させ、さらに耐食性を劣化させる。したがって、Ｃｕの含有量は、０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％の範囲にする必要がある。

ＭｎはＡｌＭｎＳｉ相として晶出し、晶出しないＭｎは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされる。Ｍｎの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記した効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たされなくなる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。

ＣｒもＡｌＣｒＳｉ相として晶出し、晶出しないＣｒは、析出して再結晶を抑制する。この再結晶を抑制する作用により、鍛造後も結晶粒を微細にし、最終製品の靭性向上および耐食性向上の効果がもたらされる。Ｃｒの含有量が０．１４％よりも少ないと、上記した効果が少なくなる。一方、０．３ｗｔ％を越えると、巨大金属間化合物が生じ、この発明の鋳塊組織が満たされなくなる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％の範囲にする必要がある。

Ｆｅは、合金中でＡｌ、Ｓｉと結合して晶出するとともに、結晶粒粗大化を防止し、焼き入れ感受性を減少させ、また、強度と靭性とを向上させ、耐食性をも向上させる。Ｆｅ含有量が０．５ｗｔ％を越えると、上記した効果が得られなくなる。したがって、Ｆｅの含有量は、０．５ｗｔ％以下にする必要がある。

Ｔｉは、結晶粒の微細化を図る上で有効な合金元素であり、かつ、連続鋳造棒に鋳塊割れなどが発生するのを防止する。さらに、この発明の鋳塊は押出などの加工を行わずに鍛造加工を施すため、鋳塊の結晶粒径を３００μｍ以下に調整するのに、このＴｉが重要な役割を果たす。Ｔｉの含有量が０．０１ｗｔ％よりも少ないと、微細化効果が得られず、一方、０．１５％を越えると、粗大なＴｉ化合物が晶出し、靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％の範囲にする必要がある。

ＢもＴｉと同様に、結晶粒微細化に有効な元素であり、０．０００１ｗｔ％よりも少ないと、その効果が得られず、一方、０．０３ｗｔ％を越えると、靭性を劣化させる。したがって、Ｂの含有量は、０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％の範囲にする必要がある。

次に、連続鋳造した塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の組織について説明する。まず、晶出物の大きさである。この発明でいう晶出物は、ＡｌＭｎＳｉ相、Ｍｇ2Ｓｉ相、Ｆｅ、Ｃｒ、金属間化合物などを含む二次相が結晶粒界に粒状または片状に晶出したものである。そして、晶出物の平均粒径は、８μｍ以下にする必要があり、より好ましくは７μｍ以下に、さらに好ましくは６．８μｍ以下にするのが望ましい。晶出物の平均粒径が８μｍ以下であれば、鍛造加工性が良好であり、かつ、均質化処理を施さずに熱間鍛造加工をする場合にも、鍛造加工性に影響を与えることがなくなる。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系であるこの発明の合金において、熱間で鍛造加工を施す場合、鍛造加工性に最も影響を与えるものは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒなどの遷移金属の晶出物の大きさや、晶出したＭｇ₂ＳｉがＴ６処理時に十分固溶できる大きさで均一に分散しているかである、と考えられる。
なお、晶出物の大きさの測定は、顕微鏡を有した画像解析装置（ルーゼックス）でミクロ組織を同定し、個々の晶出の断面積を円に換算したときの直径を粒径とした。

次に、ＤＡＳ（Dendrite Arm Space）の大きさである。連続鋳造材のＤＡＳが４０μmを越えると、強度が低下して所望した高強度が得られないので、ＤＡＳを４０μm以下にする必要があり、より好ましくは２０μｍ以下にするのがよい。
なお、ＤＡＳの測定は、軽金属学会発行の『軽金属（１９８８年）、ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載の、『デンドライトアームスペーシング測定手順』にしたがって行った。

そして、結晶粒径の大きさである。結晶粒径の大きさは、鍛造加工された製品の強度に大きく影響する。すなわち、押出材や、圧延材などに認められる塑性加工の歪み導入によって得られる微細再結晶粒と異なり、連続鋳造の鋳造段階で得られた微細な結晶粒は組織内で歪みそのものが少なく、熱間鍛造加工を施しても粗大な再結晶が発生しにくい。しかしながら、元の鋳塊組織の結晶粒径が大きいと、例えば３００μｍを越えると、強度の向上が認められない。したがって、結晶粒径は、３００μｍ以下にする必要があり、より好ましくは２５０μｍ以下にするのがよい。
なお、結晶粒径の測定は、光学顕微鏡写真上で切片法によって求めた。

図１はこの発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を製造する製造装置の一例である半連続鋳造装置を示す説明図である。図１において、１１は溶湯受槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるものであり、溶湯Ｍを流出させる流出口１２が下側に設けられている。２１は鋳型を示し、溶湯受槽１１の下側に気密状態で取り付けられ、流出口１２に同軸で連通する、鋳塊Ｉを鋳造する円筒状内周面２２が設けられている。

３１は冷却媒体流路を示し、鋳型２１内に周回させて設けられた環状流路部分３１ａと、この環状流路部分３１ａを鋳型２１の外側へ連通させる導入部分３１ｂとで構成され、鋳型２１を冷却するための冷却媒体として水Ｗが供給される。
３２は噴出孔を示し、鋳塊Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分３１ａに連通させて、鋳型２１に複数、または周回させて設けられている。

３３は気体流路を示し、円筒状内周面２２の溶湯受槽１１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３３ａと、この環状流路部分３３ａを外側へ連通させる導入部分３３ｂとで構成されている。
３４は潤滑油流路を示し、円筒状内周面２２へ潤滑油Ｏを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３４ａと、この環状流路部分３４ａを外側へ連通させる導入部分３４ｂとで構成されている。

次に、塑性加工用アルミニウム合金鋳塊の鋳造について説明する。
まず、図示を省略した溶解炉で地金、母合金、金属シリコン、銅塊などを混合して溶解させた後、保持炉で脱滓のためのフラックス処理を行う。そして、インライン脱ガス装置で溶湯中のガス（特に水素ガス）を減少させ、さらに、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後、ＴｉおよびＢを添加する。

このようにして所望の組成に調整された溶湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出される水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有する鋳塊Ｉとなる。

このようにして凝固した鋳塊Ｉは、この鋳塊Ｉを支える、図示を省略した底板を一定の速度、すなわち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕で下降させることにより、下方へ連続的に引き抜かれる。そして、鋳塊Ｉの長さが一定の長さに達すると、鋳造は中断され、鋳塊Ｉは上方へ引き抜かれる。
以後は、同様にして順次鋳塊Ｉを鋳造する。

なお、鋳造の際に気体流路３３へ供給される空気Ａは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。そして、余分な空気Ａは、鋳型２１と鋳塊Ｉとの間を下側へ流れる。また、潤滑油流路３４へ供給される潤滑油Ｏは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、溶湯Ｍの円筒状内周面２２への焼き付きを防止し、気化して鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。この空気Ａと潤滑油Ｏとにより、健全な鋳肌をもつ鋳塊Ｉが得られる。

上記した鋳造温度が７５０℃で未満では、鋳造前の溶湯の温度が低く、凝固時の温度勾配がなだらかになり、高温に保持された溶湯中で粗大化した結晶粒がそのまま鋳造されるため、鋳塊の一部に粗大な結晶粒が存在する浮遊晶が発生する。これに対し、鋳造温度が８００℃を越えると、凝固時の温度勾配が急になり、微細化材の効果が低下するため、通常の粒状晶に比べて羽毛状晶の結晶粒径が大きくなり、強度および延性が低下する。したがって、鋳造温度は、（７５０±５０）℃とするのが好ましいが、より好ましくは（７５０±２０）℃とし、さらに好ましくは７５０℃とするのがよい。

また、鋳造速度が１９０ｍｍ／分未満では、冷却速度が遅くなるため、結晶粒径が大きくなる。これに対し、鋳造速度が２９０ｍｍ／分を越えると、中心部の凝固時期と外周部の凝固時期との差が大きくなるため、鋳塊内の残留熱応力の発生が多くなって鋳塊割れが発生し、鋳塊が製造できなくなる。したがって、鋳造速度は、（２４０±３０）ｍｍ／分とするのが好ましいが、より好ましくは（２４０±１０）ｍｍ／分とし、さらに好ましくは２４０ｍｍ／分とするのがよい。

この連続鋳造した合金鋳塊を熱間鍛造する場合、鍛造加工率と、このアルミニウム合金鋳塊の加熱温度とを制御することにより、粗大再結晶の発生をより抑制し、強度を一層向上させることができる。すなわち、加熱温度を、〔４３０℃＋塑性加工率（鍛造加工率）（％）〕℃以上５５０℃以下の範囲に制御する。
ここで、塑性加工率（鍛造加工率）について説明すると、例えば据込加工のような場合は〔（変形した高さ）÷（初期高さ）×１００〕（％）であり、また、押出加工のような場合は、〔（変形を受ける断面積）÷（初期断面積）×１００〕（％）である。

塑性加工率（鍛造加工率）が５０（％）を越えるような大きな加工を合金鋳塊に加えると、加工中に導入される歪みが大きく、鋳塊の微細結晶であっても溶体化処理時に結晶成長のための大きなエネルギーとなり、粗大再結晶が発生し易くなる。しかし、加熱温度を上げることにより、熱間加工中に導入された歪みが減少するため、溶体化処理時の再結晶成長のエネルギーが小さくなる。しかしながら、加熱温度が５５０℃を越えると、バーニングの発生により、健全な製品ができなくなる。

したがって、塑性加工率が５０（％）の鍛造加工を施す場合、４８０℃（４３０℃＋５０℃）以上５５０℃以下の加熱温度で熱間鍛造する必要がある。なお、製品が部分的に塑性加工率が大きい場合も、その鍛造加工率の最も大きい部分に合わせて加熱温度を設定することにより、全体的に健全な製品が得られる。また、荒地工程、仕上げ工程などの複数の工程に分けて鍛造する場合も、特に、高い塑性加工率を有する工程では、この加熱温度で熱間鍛造することが健全な製品を得るために大切である。

次に、この発明の実施例について説明する。

表１に示す実施例１〜実施例１０と、比較例１〜比較例５および比較例８とは、組成および組織を評価するものである。そして、実施例１〜実施例１０と、比較例６とは、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）の効果を評価するものである。また、実施例１〜実施例１０と、比較例７とは、冷却速度（鋳造速度）を比較するものである。

各組成となるように配合して各実施例および各比較例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、鋳造温度は、各実施例および各比較例とも、（７５０±５０）℃であった。また、冷却速度は、比較例７が１℃／秒〜９℃／秒で、比較例７以外が１０℃／秒〜１５℃／秒であった。さらに、鋳造速度は、比較例７が９０ｍｍ／分〜１９０ｍｍ未満／分で、比較例７以外が１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であった。

上記のようにして鋳造した各実施例および各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。その後、各試料を、５３０℃で３時間保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。

実施例１〜実施例１０は、組成、組織などがともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、比較例１〜比較例５および比較例８は、組成、組織の少なくとも１つがこの発明の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。そして、比較例６は、通常、微細化材（Ｔｉ、Ｂ）を投入してから３０分以内に鋳造するところ、微細化材を投入してから２時間後に鋳造したため、微細化材の効果が現れず、結晶粒径がこの発明の範囲外となり、引張強度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。また、比較例７は、この発明の鋳造速度よりも遅く、晶出物平均粒径およびＤＡＳがこの発明の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。

このように、組成、組織などをこの発明の範囲内にすることにより、鍛造加工性に優れた鋳造合金を得ることができる。したがって、高強度、高靱性、時効硬化性の大きいことが要求される部品、例えば自動車用のサスペンションなどに好適な材料となるとともに、その部品を得ることができる。

表２に示す実施例１および実施例１１〜実施例１７は、均質化処理を評価するものである。各組成となるように配合して各実施例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実施例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速度は１０℃／秒〜１５℃／秒で、鋳造速度は１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であった。

上記のようにして鋳造した各実施例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、実施例１１〜実施例１４の試料に対して均質化処理を行わず、実施例１および実施例１５〜実施例１７の試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行った。

次に、実施例１、実施例１１、実施例１２および実施例１５の試料を５２０℃に加熱した後、実施例１２および実施例１５の試料に対して鍛造加工率７５％となるように鍛伸加工を行い、実施例１および実施例１１の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。また、実施例１３および実施例１６の試料を４８０℃に加熱した後、実施例１３および実施例１６の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。

また、実施例１４および実施例１７の試料を４６０℃に加熱した後、実施例１４および実施例１７の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。その後、各試料を、５３０℃で３時間保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。

実施例１および実施例１５〜実施例１７は、均質化処理を行ってはいるものの、組成、組織などがともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、実施例１１〜実施例１４は、均質化処理を省略した上、組成、組織などがともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいてより優れている。

このように、均質化処理を施さないものが、均質化処理を施したものに対して引張強度、０．２％耐力および伸びにおいてより優れているので、均質化処理工程が不要となり、その設備が不要になるとともに、消費エネルギーが少なくなることにより、生産性が向上する。

表３に示す実施例１５〜実施例１９と、比較例９〜比較例１２とは、鍛造加工率（塑性加工率）に対する鍛造加熱温度を評価するものである。各組成となるように配合して各実施例および各比較例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実施例および各比較例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速度は１０℃／秒〜１５℃／秒で、鋳造速度は１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であった。

上記のようにして鋳造した各実施例および各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行った。

その後、実施例１５、実施例１８および実施例１９の試料を５２０℃に加熱した後、実施例１５の試料に対して鍛造加工率７５％となるように鍛伸加工を行い、実施例１８の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行い、実施例１９の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。また、実施例１６および比較例９の試料を４８０℃に加熱した後、比較例９の試料に対して鍛造加工率７５％となるように鍛伸加工を行い、実施例１６の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。また、比較例１０の試料を４７０℃に加熱した後、比較例１０の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。さらに、実施例１７の試料を４６０℃に加熱した後、実施例１７の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。また、比較例１１および比較例１２の試料を４３５℃に加熱した後、比較例１１の試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行い、比較例１２の試料に対して鍛造加工率３０％となるように鍛伸加工を行った。

その後、各試料を、５３０℃で３時間保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。

実施例１５〜実施例１９は、組成、組織、鍛造加工率に対する鍛造加熱温度などがともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、比較例９〜比較例１２は、鍛造加工率に対する鍛造加熱温度が、この発明の〔４３０℃＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。

表４に示す実施例２０および実施例２１と、比較例１３および比較例１４とは、溶体化処理を評価するものである。各組成となるように配合して各実施例および各比較例の、直径が４インチまたは８インチの鋳塊を連続鋳造法で製造した。なお、各実施例および各比較例とも、鋳造温度は（７５０±５０）℃で、冷却速度は１０℃／秒〜１５℃／秒で、鋳造速度は１９０ｍｍ／分〜２９０ｍｍ／分であった。

上記のようにして鋳造した各実施例および各比較例の鋳塊の中心軸に対して対称位置となる４個所から直径が３０ｍｍで、長さが３４ｍｍの試料を採取して組織観察を行い、晶出物平均粒径（μｍ）、ＤＡＳ（μｍ）および結晶粒径（μｍ）を測定した。そして、各試料に対して４７０℃で６時間の均質化処理を行い、各試料を５２０℃に加熱した後、各試料に対して鍛造加工率５０％となるように鍛伸加工を行った。

その後、比較例１３の試料を５１５℃で、実施例２０の試料を５２５℃で、実施例２１の試料を５４５℃で、また、比較例１４の試料を５５５℃で３時間保持した後、７０℃の温水中に焼き入れし、１８０℃で６時間保持した後に室温で放置し、各試料に対して引張強度（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。

実施例２０および実施例２１は、組成、組織、溶体化温度などがともにこの発明の範囲内であるため、引張強度、０．２％耐力および伸びにおいて優れている。これに対し、比較例１３および比較例１４は、溶体化温度がこの発明の範囲外であるため、引張強度、０．２％耐力、伸びにおいて劣っている。

図２はこの発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を製造する製造装置の他の例である水平続鋳造装置を示す説明図である。図２において、４１は溶湯受槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるものであり、溶湯Ｍを流出させる流出口４２が下側側面に設けられている。５１は耐火物製板体を示し、溶湯受槽４１の、流出口４２が設けられた外側に気密状態で取り付けられ、流出口４２に同軸で連通する流出口５２が設けられている。６１は鋳型を示し、耐火物製板体５１に気密状態で取り付けられ、流出口５２に同軸で連通する、鋳塊Ｉを鋳造する円筒状内周面６２が設けられている。

７１は冷却媒体流路を示し、鋳型６１内に周回させて設けられた環状流路部分７１ａと、この環状流路部分７１ａを鋳型６１の外側へ連通させる導入部分７１ｂとで構成され、鋳型６１を冷却するための冷却媒体として水Ｗが供給される。７２は噴出孔を示し、鋳塊Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分７１ａに連通させて、鋳型６１に複数、または周回させて設けられている。

７３は気体流路を示し、円筒状内周面６２の溶湯受槽４１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供給できるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状流路部分７３ａと、この環状流路部分７３ａを外側へ連通させる導入部分７３ｂとで構成されている。７４は潤滑油流路を示し、円筒状内周面６２へ潤滑油Ｏを供給できるように、鋳型６１に周回させて設けられた環状流路部分７４ａと、この環状流路部分７４ａを外側へ連通させる導入部分７４ｂとで構成されている。

図２に示す水平続鋳造装置において、所望の組成に調整された溶湯Ｍが溶湯受槽４１に供給されると、鋳造温度を（７５０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出される水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有する鋳塊Ｉとなる。

このようにして所望の組成に調整された溶湯Ｍが溶湯受槽１１に供給されると、鋳造温度を（７５０±５０）℃とした溶湯Ｍは流出口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給される水Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出される水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、上記したような組織を有する鋳塊Ｉとなる。

このようにして凝固した鋳塊Ｉは、一定の速度、すなわち鋳造速度〔（２４０±５０）ｍｍ／分〕で連続的に引き抜かれて順次所定長に切断される。なお、空気Ａ、潤滑油Ｏの機能は、先の説明と同じなので、説明を省略する。

上記した実施形態の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を利用する例として、自動車のシャーシ部品では、アッパアーム、ロアーアーム、ナックル、ホイール、ダンパ、サブフレームなどが挙げられる。また、自動車のエンジン廻り部品では、エンジンマウントブラケット、高圧燃料噴射ポンプボディなどが挙げられる。さらに、自転車部品は、ギヤクランクなどが挙げられる。また、オートバイ用部品では、クッションアーム、ブラケット、フォークボトムブリッジなどが挙げられる。なお、これらは一例であり、この発明の鋳塊の特性を利用できる部品であれば、他の部品などにも適用できることはいうまでもない。

この発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を製造する製造装置の一例である半連続鋳造装置を示す説明図である。 この発明の塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を製造する製造装置の他の例である水平続鋳造装置を示す説明図である。

符号の説明

１１，４１ 溶湯受槽
１２，４２ 流出口
２１，６１ 鋳型
２２，６２ 円筒状内周面
３１，７１ 冷却媒体流路
３１ａ，７１ａ 環状流路部分
３１ｂ，７１ｂ 導入部分
３２，７２ 噴出孔
３３，７３ 気体流路
３３ａ，７３ａ 環状流路部分
３３ｂ，７３ｂ 導入部分
３４，７７ 潤滑油流路
３４ａ，７３ａ 環状流路部分
３４ｂ，７４ｂ 導入部分
５１ 耐火物製板体
５２ 流出口
Ｍ 溶湯
Ａ 空気
Ｏ 潤滑油
Ｗ 水
Ｉ 鋳塊

Claims (1)

1. 溶解炉で溶解し、フラックス処理をし、フラックス処理で除去できない微細な非金属介在物を除去した後のアルミニウム合金溶湯にＴｉ及びＢを投入し、その後３０分以内に、鋳造温度を（７５０±５０）℃とし、鋳造速度を（２４０±５０）ｍｍ／分として連続鋳造することで、Ｍｇを０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％、Ｓｉを０．７ｗｔ％〜１．０ｗｔ％、Ｃｕを０．３ｗｔ％〜０．６ｗｔ％、Ｍｎを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｃｒを０．１４ｗｔ％〜０．３ｗｔ％、Ｆｅを０．５ｗｔ％以下、Ｔｉを０．０１ｗｔ％〜０．１５ｗｔ％、Ｂを０．０００１ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物であり、Ｚｒを不添加として晶出物の平均粒径が８μｍ以下、デンドライト二次アーム間隔が４０μｍ以下、かつ、結晶粒径が３００μｍ以下の組織を有する塑性加工用アルミニウム合金鋳塊を得て、当該塑性加工用アルミニウム合金鋳塊に熱間鍛造加工による塑性加工を施すときに、〔４３０＋塑性加工率（％）〕℃以上５５０℃以下で加熱して製造する、
   ことを特徴とする自動車部品の製造方法。

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