JP5180496B2

JP5180496B2 - アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法

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Inventors: 佳也稲垣; 学中井; 篤実福田
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Description

本発明は、自動車等の輸送機の構造材または構造部品、特に足回り部品に使用されるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法に関するものである。

従来から、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車等の輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。このため、特に、自動車等の輸送機の構造材または構造部品、特に、アッパーアーム、ロアーアーム等の足回り部品には、ＡＡまたはＪＩＳの規格で言う６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）等からなるアルミニウム合金鍛造材が使用されている。６０００系アルミニウム合金鍛造材は、高強度であると共に高靭性で、耐食性にも比較的優れている。また、６０００系アルミニウム合金自体も、合金元素が少なく、スクラップを再び６０００系アルミニウム合金溶解原料として再利用しやすい点で、リサイクル性にも優れている。

また、６０００系アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム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（型鍛造）を行い、その後、溶体化および焼入処理と高温時効処理との所謂調質処理が施されて製造される。なお、鍛造用の素材には、前記鋳造材の他に、鋳造材を一旦押出した押出材が用いられることもある。

そして、アルミニウム合金鍛造材の強度、靭性を向上させるために、鍛造材のミクロ組織を改善することが種々行われている。
例えば、特許文献１、２では、６０００系アルミニウム合金鋳造材の晶析出物（晶出物または析出物）の平均粒径を８μｍ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、アルミニウム合金鍛造材をより高強度化することが提案されている。

また、特許文献３〜５では、６０００系アルミニウム合金鍛造材の結晶粒内または粒界の晶析出物の平均粒径、または、平均間隔等を制御することで、アルミニウム合金鍛造材をより高強度で高靭性化することが提案されている。これらの制御は、粒界腐食または応力腐食割れ等に対しても高耐食性化できる。そして、これらの晶析出物の制御に合わせて、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ等の結晶粒微細化効果を有する遷移元素を添加して、結晶粒を微細化または亜結晶粒化させ、破壊靭性または疲労特性を向上させることも提案されている。

しかし、６０００系アルミニウム合金鍛造材には、鍛造工程および溶体化処理工程において、加工組織が再結晶して粗大結晶粒が発生する傾向がある。これら粗大結晶粒が発生した場合、ミクロ組織を制御しても、高強度化または高靭性化が果たせず、また、耐食性も低下する。しかも、これらの文献では、鍛造における加工温度が４５０℃未満と比較的低く、このような低温の熱間鍛造では、目標としている結晶粒を微細化または亜結晶化させることが実際には困難であった。

一方、特許文献６〜１０では、加工組織が再結晶化した粗大結晶粒の発生を抑制するため、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ等の結晶粒微細化効果を有する遷移元素を追加した上で、４５０〜５７０℃の比較的高温の温度で熱間鍛造を開始することが提案されている。
特開平０７−１４５４４０号公報特開平０６−２５６８８０号公報特許第３６８４３１３号公報特開２００１−１０７１６８号公報特開２００２−２９４３８２号公報特開平０５−２４７５７４号公報特開２００２−３４８６３０号公報特開２００４−４３９０７号公報特開２００４−２９２９３７号公報特開２００４−２９２８９２号公報

近年、自動車の車体のより一層の軽量化のために、車体の構造材または構造部品、特に、自動車用足回り部品のより一層の薄肉化が求められ、部品等を構成するアルミニウム鍛造材においても、薄肉化に対応した高強度化、高靭性化および高耐食性が求められている。しかしながら、従来のアルミニウム合金鍛造材では、部品等の薄肉化に対応した強度、靭性および耐食性の向上がなされているとはいえなかった。

本発明は、このような課題を解決すべく創案されたもので、その目的は、自動車用足回り部品等の薄肉化に対応した、高い強度、靭性および耐食性を有するアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供することにある。

前記課題を解決するために、請求項１に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｓｉ：０．８〜１．４質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、Ｚｎ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｃｒ：０．３５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるとともに、水素ガス濃度が０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下のアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造材であって、前記アルミニウム合金鍛造材において、最大長さ０．１μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％以下、アルミニウム合金の再結晶率が２０％以下、アルミニウム合金の分散粒子のＶ／ｒ（Ｖ：分散粒子の面積率［％］、ｒ：分散粒子の平均半径［ｎｍ］）で定義されるサイズ分布指標値が０．２０以上であることを特徴とする。

前記構成によれば、所定の化学成分組成、水素ガス濃度、Ｍｇ_２Ｓｉの面積率、再結晶率および分散粒子のサイズ分布指標値を有することにより、アルミニウム合金鍛造材の強度、靭性および耐食性が向上する。

請求項２に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、請求項１に記載された成分組成のアルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、前記溶湯に脱ガス処理を施して、水素ガス濃度を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下にする脱ガス工程と、脱ガス処理された前記溶湯を鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、前記鋳塊に、平均昇温速度２０℃／ｈｒを超え１０００℃／ｈｒ以下で保持温度５１０〜５７０℃まで昇温し、前記保持温度で２ｈｒ以上保持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速度が前記保持温度から少なくとも３５０℃までを１１０℃／ｈｒ以上で行う均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理された前記鋳塊を鍛造素材とし、前記鍛造素材に、開始温度４６０〜５６０℃、終了温度３６５℃以上の熱間鍛造を施す鍛造工程と、前記鍛造工程の後に、溶体化処理、焼入および高温時効処理からなるＴ６またはＴ７の調質処理を施す調質工程とを含むことを特徴とする。

前記手順によれば、所定の化学成分組成のアルミニウム合金から、所定の脱ガス処理条件、均質化熱処理条件および熱間鍛造条件でアルミニウム合金鍛造材を製造することにより、製造されたアルミニウム合金鍛造材のＭｇ_２Ｓｉの面積率、再結晶率および分散粒子のサイズ分布指標値が所定の範囲内となる。

請求項３に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、請求項１に記載された成分組成のアルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、前記溶湯に脱ガス処理を施して、水素ガス濃度を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下にする脱ガス工程と、脱ガス処理された前記溶湯を鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、前記鋳塊に、平均昇温速度２０℃／ｈｒを超え１０００℃／ｈｒ以下で保持温度５１０〜５７０℃まで昇温し、前記保持温度で２ｈｒ以上保持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速度が前記保持温度から少なくとも３５０℃までを１１０℃／ｈｒ以上で行う均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、均質化熱処理された前記鋳塊に、終了温度３６５℃以上の熱間押出を施して押出材とする押出工程と、前記押出材を鍛造素材とし、前記鍛造素材に、開始温度４６０〜５６０℃、終了温度３６５℃以上の熱間鍛造を施す鍛造工程と、前記鍛造工程の後に、溶体化処理、焼入および高温時効処理からなるＴ６またはＴ７の調質処理を施す調質工程とを含むことを特徴とする。

前記手順によれば、押出工程を含み、鍛造素材として押出材を使用することにより、製造されたアルミニウム合金鍛造材の伸び、靭性がさらに向上する。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、自動車用足回り部品等の薄肉化に対応した、高いい強度、靭性および耐食性を有する。
本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法によれば、高い強度、靭性および耐食性を有するアルミニウム合金鍛造材を製造できる。

＜アルミニウム合金鍛造材＞
本発明に係るアルミニウム合金鍛造材ついて、詳細に説明する。
アルミニウム合金鍛造材は、自動車用足回り部品、例えば、アッパーアーム、ロアアームなどの足回り部品として使用されるため、高強度、高靱性、および、耐応力腐食割れ性等の高い耐食性（耐久性）を保証する必要がある。

このため、アルミニウム合金鍛造材は、所定の含有量のＭｇ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉを含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるとともに、所定量の水素ガス濃度であるアルミニウム合金から構成される。なお、本発明の諸特性を阻害しない範囲で、他の元素を適宜含むことは許容される。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可避的不純物も、本発明の特性を阻害しない範囲で許容される。

以下に、アルミニウム合金の各元素の含有量、および、水素ガス濃度の数値範囲、および、その臨界的意義について説明する。

（Ｍｇ：０．６〜１．０質量％）
Ｍｇは高温時効処理により、Ｓｉとともにβ”相ならびにβ’相として結晶粒内に析出し、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際に高い強度（耐力）を付与するために必須の元素である。Ｍｇの含有量が０．６質量％未満であると、高温時効処理時の時効硬化量が低下する。一方、Ｍｇの含有量が１．０質量％を超えると、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粗大なＭｇ_２Ｓｉや単体Ｓｉが多量に析出しやすく、却って、強度、靱性、耐食性などを低下させる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６〜１．０質量％の範囲とする。

（Ｓｉ：０．８〜１．４質量％）
ＳｉもＭｇとともに、高温時効処理によりβ”相ならびにβ’相として結晶粒内に析出し、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際に高い強度（耐力）を付与するために必須の元素である。Ｓｉの含有量が０．８質量％未満であると、高温時効処理時の時効硬化量が低下する。一方、Ｓｉの含有量が１．４質量％を超えると、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粗大なＭｇ_２Ｓｉや単体Ｓｉが多量に析出しやすく、却って、強度、靱性、耐食性などを低下させる。したがって、Ｓｉの含有量は１．０〜１．３質量％の範囲とする。

（Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｃｒ：０．３５質量％以下）
Ｍｎ、Ｃｒは、主として均質化熱処理の昇温中およびその保持中に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌおよび一部Ｆｅなどが、その含有量に応じて選択的に結合した金属間化合物（分散粒子）を生成する。これら分散粒子は、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｃｒ）−Ｓｉ化合物、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ化合物、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ）−Ｓｉ化合物、代表的にはＭｎ_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＣｒ）_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＣｒＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２などに例示される。

Ｍｎ、Ｃｒによる、これらの分散粒子は、製造条件にもよるが、微細で高密度、均一に分散して、結晶粒界の移動を妨げる効果があるため、再結晶の抑制、再結晶後の結晶粒粗大化を防止し結晶粒を微細化させる効果が高い。また、特に、Ｍｎは、マトリックスへの固溶量が大きいため、強度の増大も見込める。

Ｍｎの含有量が０．４質量％未満であると、これらの効果が期待できず、結晶粒が粗大化して、強度、靱性および耐食性が低下する。一方、Ｍｎの含有量が１．０質量％を超える、および／または、Ｃｒの含有量が０．３５質量％を超えると、溶解、鋳造時に粗大な金属間化合物や晶出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性、疲労特性を低下させる原因となる。このため、Ｍｎ、Ｃｒはともに含有させるとともに、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｃｒ：０．３５質量％以下の範囲で含有させる。

（Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％）
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｃｒとともに、分散粒子を生成し、再結晶後の粒界移動を妨げ、結晶粒の粗大化を防止するとともに、結晶粒を微細化させる効果がある。これら分散粒子は、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ化合物、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ）−Ｓｉ化合物、代表的には（ＭｎＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＣｒＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２などに例示される。Ｆｅの含有量が０．０５質量％未満であると、これらの効果が期待できず、結晶粒が粗大化して、強度、靭性および耐食性が低下する。一方、Ｆｅの含有量が０．３５質量％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ系の粗大な晶出物を生成する。これらの晶出物は、破壊靱性、疲労特性などを劣化させる。したがって、Ｆｅの含有量は０．０５〜０．３５質量％の範囲とする。

（Ｚｎ：０．１質量％以下）
Ｚｎの含有量が０．１質量％を超えると、アルミニウム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、アルミニウム合金鍛造材の耐食性（耐久性）を低下させる。したがって、Ｚｎ含有量は０．１質量％以下とする。

（Ｃｕ：０．２質量％以下）
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、高温時効処理に際して、アルミニウム鍛造材の時効硬化を著しく促進する効果も有する。但し、Ｃｕの含有量が０．２質量％を超えると、アルミニウム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、アルミニウム合金鍛造材の耐食性（耐久性）を低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は０．２質量％以下とする。

（Ｚｒ：０．２５質量％以下）
Ｚｒは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅと同様に分散粒子を形成し、再結晶抑制ならびに結晶粒微細化をもたらす。分散粒子は、代表的にはＺｒＡｌ_３などに例示される。Ｚｒ系の分散粒子は、Ｍｎ系、Ｃｒ系、Ｆｅ系の分散粒子に比べて微細にかつ高密度に形成されるため、再結晶抑制ならび結晶粒微細化の効果は高い。

しかしながら、Ｚｒの添加は、鋳造の条件によっては、却って鋳塊の結晶粒微細化を阻害する要因となる。特にＺｒは、Ｔｉ−Ｚｒの化合物を生成して、ＴｉあるいはＴｉ、Ｂの鋳塊結晶粒微細化効果を阻害し、鋳塊の結晶粒を粗大化させる要因となる。鋳塊の粗大な結晶粒は、例えば、鍛造時の加工度が低い製品部位では、ほぼそのままのサイズ、形状で残存することとなり、粒界に沿った破壊等が生じ易くなり、靱性、疲労特性、さらには耐食性の低下をもたらす。

Ｚｒ添加によるＴｉ、Ｂの鋳塊結晶粒微細化効果を阻害する度合は、Ｚｒを含有する鋳塊結晶粒微細化剤が溶湯中に投入されてから鋳造が開始されるまでの時間に大きな影響を受け、長時間化に伴って、微細化効果は小さくなり、鋳塊の結晶粒は粗大化する。本発明では、鋳造が開始される直前に鋳塊結晶粒微細化剤が投入される設備であっても、Ｚｒの過剰な含有は溶解、鋳造時に粗大な金属間化合物や晶出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性、疲労特性、さらには耐食性を低下させる原因となる。このため、Ｚｒ含有量は０．２５質量％以下とする。

（Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％）
Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造材組織を微細な亜結晶粒とする効果がある。Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満であると、この効果が発揮されない。しかし、Ｔｉの含有量が０．１質量％を超えると、粗大な晶析出物を形成し、加工性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．１質量％の範囲とする。

（不可避的不純物）
不可避的不純物としては、以下に記載する元素がある。
Ｖ、Ｈｆなどは、不可避的不純物として混入しやすく、微量な量であれば、結晶粒の微細化効果が期待される。但し、含有量が大きくなると、粗大な金属間化合物を形成し、靱性、疲労特性を低下させるので、Ｖ、Ｈｆの含有量は、合計で０．２質量％未満とする。

また、Ｂも不可避的不純物であるが、Ｔｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出や鍛造時の加工性を向上させる効果もある。しかし、３００ｐｐｍを超えて含有されると、やはり粗大な晶析出物を形成し、加工性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は３００ｐｐｍ以下の含有まで許容する。

（水素ガス濃度：０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下）
水素ガスは、アルミニウム合金の溶解の際に不純物として混入しやすく、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加工等で圧着せず、破壊の起点となり易く、靱性、疲労特性を著しく低下させる。特に、高強度化したアルミニウム鍛造材を自動車用足回り部品等に使用する際には、この水素による影響が大きい。したがって、Ａｌ１００ｇ当たりの水素ガス濃度は０．２５ｍｌ以下とする。

また、アルミニウム合金鍛造材は、所定範囲のＭｇ_２Ｓｉ面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分布指標値を有する必要がある。以下に、その数値範囲、および、臨界的意義について説明する。

（Ｍｇ_２Ｓｉの面積率：０．１５％以下）
アルミニウム合金鍛造材は、最大長さ０．１μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％以下である必要がある。面積率が０．１５％を超えると、アルミニウム合金鍛造材の強度、靭性および耐食性の全てを向上させることが難しくなる。ここで、面積率（％）は、アルミニウム合金鍛造材の断面において、ＳＥＭ観察視野面積に対するＭｇ_２Ｓｉの占める面積を割合（％）で表したものである。そして、最大長さ０．１μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉの面積率の制御は、後記するアルミニウム合金鍛造材の製造工程における均質化熱処理、具体的には、保持温度までの平均昇温速度、保持温度、および、保持温度から少なくとも３５０℃までの平均冷却速度を制御することによって達成される。

（再結晶率：２０％以下）
アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合金の再結晶率が２０％以下である必要がある。再結晶率が２０％を超えると、アルミニウム鍛造材の強度、靭性および耐食性の全てを向上させることが難しくなる。ここで、再結晶率（％）は、アルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶領域の占める面積を割合（％）で表したもので、アルミニウム合金鍛造材の金属組織状態を示す図１において、白色で観察される領域が再結晶領域１である。そして、再結晶率の制御は、アルミニウム合金鍛造材の製造工程における均質化熱処理、鍛造条件を制御することによって達成される。具体的には、均質化熱処理の保持温度までの平均昇温速度、保持温度を制御する。また、鍛造工程における開始温度、終了温度を制御する。

（分散粒子のサイズ分布指標値：０．２０以上）
アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合金の分散粒子のＶ／ｒ（Ｖは分散粒子の面積率［％］、ｒは分散粒子の平均半径［ｎｍ］）で定義されるサイズ分布指標値が０．２０以上である必要がある。サイズ分布指標値が０．２０未満であると、アルミニウム鍛造材の強度、靭性および耐食性の全てを向上させることが難しくなる。ここで、分散粒子とは、前記したように、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ化合物、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｃｒ）−Ｓｉ化合物、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｆｅ）−化合物、Ａｌ−Ｚｒ化合物等で、例えば、Ｍｎ_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＣｒ）_３ＳｉＡｌ_１２、（ＭｎＣｒＦｅ）_３ＳｉＡｌ_１２、ＺｒＡｌ_３に代表される。また、アルミニウム合金鍛造材のＴＥＭ写真である図２において、黒色粒状に観察されるものが分散粒子２である。さらに、分散粒子の面積率（％）は、ＴＥＭ観察視野の合計面積に対する分散粒子の占める合計面積を割合（％）で表したものである。

そして、サイズ分布指標値の制御は、アルミニウム合金鍛造材の製造工程における均質化熱処理、鍛造条件を制御することによって達成される。具体的には、均質化熱処理の保持温度までの平均昇温速度、保持温度を制御する。また、鍛造工程における開始温度、終了温度を制御する。

＜アルミニウム合金鍛造材の製造方法＞
次に、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法について、詳細に説明する。
アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、溶解工程と、脱ガス工程と、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、鍛造工程と、調質工程とを含むものである。この製造工程自体は、常法の製造工程であるが、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材を、軽量化形状した自動車用足回り部品等に使用して、高強度化、高靱性化および高耐食性化を達成するためには、以下に説明する各製造工程における、特定条件での製造が必要となる。

（溶解工程）
溶解工程は、化学成分の含有量を所定範囲に限定した前記アルミニウム合金を溶解する工程である。

（脱ガス工程）
脱ガス工程は、溶解工程で溶解された前記アルミニウム合金溶湯から水素ガスを除去（脱ガス処理）し、アルミニウム合金１００ｇ中の水素ガス濃度を０．２５ｍｌ以下に制御する工程である。そして、水素ガスの除去は、溶湯の成分調整、介在物の除去のための保持炉において行い、溶湯をフラクシング、塩素精錬、または、インライン精錬することによって行われるが、脱水素ガス装置にスニフまたはポーラスプラグ（特開２００２−１４６４４７号公報参照）を用いて、溶湯にアルゴン等の不活性ガスを吹き込むことによって水素ガスを除去することが好ましい。

ここで、水素ガス濃度の確認は、後記する鋳造工程で製造された鋳塊、または、鍛造工程で製造された鍛造材の水素ガス濃度を測定することによって行われる。そして、鋳塊の水素ガス濃度は、例えば、均質化熱処理前の鋳塊からサンプルを切り出し、アルコールとアセトンで超音波洗浄を行ったものを、例えば、不活性ガス気流融解熱伝導度法（ＬＩＳＡ０６−１９９３）により測定することによって求めることができる。また、鍛造材の水素ガス濃度は、例えば、鍛造材からサンプルを切り出し、ＮａＯＨ溶液に浸漬後、硝酸で表面の酸化皮膜を除去し、アルコールとアセトンで超音波洗浄を行ったものを、例えば、真空加熱抽出容量法（ＬＩＳＡ０６−１９９３）により測定することによって求めることができる。

（鋳造工程）
鋳造工程は、化学成分を所定の範囲内に溶解調整し、脱ガス処理された前記アルミニウム合金溶湯を鋳造して鋳塊とする工程である。そして、鋳造方法は、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する。

但し、前記アルミニウム合金溶湯を鋳造する際に、平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とし、鋳塊のデンドライト二次アーム間隔（ＤＡＳ）を２０μｍ以下に狭くすることが望ましい。鋳造の際の平均冷却速度が１００℃／ｓ未満であると、アルミニウム合金鍛造材に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ晶出物が残存し、これらが破壊の起点となるため、特に靱性、疲労特性が低下しやすい。

（均質化熱処理）
均質化熱処理工程は、前記鋳塊に所定の均質化熱処理を施す工程である。そして、平均昇温速度２０℃／ｈｒを超え１０００℃／ｈｒ以下で保持温度５１０〜５７０℃まで昇温し、前記保持温度で２ｈｒ以上保持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速度が前記保持温度から少なくとも３５０℃までを１１０℃／ｈｒ以上で行う均質化熱処理を施す必要がある。このような均質化熱処理を施すことによって、アルミニウム合金鍛造材の断面でのＭｇ_２Ｓｉの面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分布指標値を所定の範囲内にすることが可能となる。なお、冷却は、後記する鍛造工程の開始温度まで冷却、または、開始温度より低温（例えば、室温）まで冷却する。

均質化熱処理時の平均昇温速度が２０℃／ｈｒ以下であると、Ｍｇ_２Ｓｉの粗大化が促進され、その後の溶体化処理において、工業的な溶体化処理条件（温度、時間）では、溶体化処理が不十分となって、アルミニウム合金鍛造材の断面でのＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％を超える。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

また、平均昇温速度が１０００℃／ｈｒを超えると、Ｍｇ_２Ｓｉの再固溶は促進されやすいものの、分散粒子は粗大かつ粗に形成され、分散粒子のサイズ分布指標値（Ｖ／ｒ）が０．２０未満となり、高密度微細分散による再結晶の抑制、結晶粒微細化を阻害する。そして、後記する鍛造工程（熱間鍛造）の終了温度が３６５℃以上であっても、鍛造終了時点、または、その後の溶体化処理時に再結晶ならびに粒成長が生じる。そのため、アルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率を２０％以下とすることが出来ず、アルミニウム合金鍛造材の強度の低下をもたらす。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

均質化熱処理時の保持温度が５１０℃未満であると、均質化熱処理温度が低過ぎ、Ｍｇ_２Ｓｉの再固溶が不足して、アルミニウム合金鍛造材に粗大なＭｇ_２Ｓｉが残存し、アルミニウム合金鍛造材の断面でのＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％を超える。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

また、保持温度が５７０℃を越えると、Ｍｇ_２Ｓｉの再固溶は促進されやすいものの、分散粒子は粗大化し、また数も減少するため、分散粒子のサイズ分布指標値（Ｖ／ｒ）が０．２０未満となり、高密度微細分散による再結晶の抑制、結晶粒微細化が阻害される。そして、熱間鍛造の終了温度が３６５℃以上であっても、鍛造終了時点、または、その後の溶体化処理時に再結晶ならびに粒成長が生じる。そのため、アルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率を２０％以下とすることが出来ず、アルミニウム合金鍛造材の強度の低下をもたらす。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

一方、保持温度５１０〜５７０℃での保持時間が２ｈｒ未満では、保持時間が不足し、Ｍｇ_２Ｓｉの再固溶が不足して、アルミニウム鍛造材に粗大なＭｇ_２Ｓｉが残存し、アルミニウム鍛造材の断面でのＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％を超える。この結果、アルミニウム鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。

保持温度５１０〜５７０℃から３５０℃までの平均冷却速度が１１０℃／ｈｒ未満であると、Ｍｇ_２Ｓｉの粗大化が促進され、その後の溶体化処理において、工業的な溶体化処理条件（温度、時間）では、溶体化処理が不十分となって、アルミニウム合金鍛造材の断面でのＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％を超える。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

（鍛造工程）
鍛造工程は、均質化熱処理された前記鋳塊を鍛造素材として使用し、熱間鍛造開始温度まで冷却された鍛造素材に、または、熱間鍛造開始温度より低温（例えば室温）まで冷却後、再加熱された鍛造素材に、メカニカルプレスによる鍛造や油圧プレスによる鍛造等により、所定の熱間鍛造を行う工程である。なお、熱間鍛造は、自動車用足回り部品等の最終製品形状（ニアネットシェイプ）に鍛造加工してもよい。

熱間鍛造の条件は、開始温度４６０〜５６０℃、および、終了温度は３６５℃以上で行う必要がある。このような条件の熱間鍛造を施すことによって、アルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率、および、分散粒子のサイズ分布指標値を所定の範囲内とすることが可能となる。また、熱間鍛造は、開始温度および終了温度がこれらの温度以上であれば、連続して複数回の鍛造（たとえば粗鍛造、中間鍛造、仕上げ鍛造等）を行ってもよい。この場合、最初の鍛造の開始温度が熱間鍛造開始温度、また、最終の鍛造の終了温度が熱間鍛造終了温度に対応する。また、鍛造終了後、再加熱し、再度熱間鍛造を行ってもよい。

熱間鍛造の際の開始温度が４６０℃未満、および／または、終了温度が３６５℃未満であると、鍛造終了時点、または、その後の溶体化処理時に再結晶ならびに粒成長が生じるため、アルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率を２０％以下、分散粒子のサイズ分布指標値を０．２０以上とすることが出来ない。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。また、開始温度が５６０℃を超えると、加工性が低下して、鍛造加工時に割れ等が発生する。

（調質工程）
調質工程は、前記鍛造工程の後に、溶体化処理、焼入および高温時効処理からなるＴ６またはＴ７の調質処理を施す工程である。このような調質処理を施すことにより、アルミニウム合金鍛造材は、自動車用足回り部品等として必要な強度、耐食性および靭性を有することとなる。なお、Ｔ６は、溶体化処理および焼入後、最大強さを得る高温時効処理を行う調質処理である。また、Ｔ７は、溶体化処理および焼入後、最大強さを得る高温時効処理条件を超えて過剰時効処理（過時効処理）を行う調質処理である。

なお、溶体化処理および焼入後の高温時効処理の違いにおいて、Ｔ７調質材では、過時効処理であるため、粒界上に析出するβ相の割合が高くなる。このβ相は腐食環境下で溶出しにくく、Ｔ６調質材に比べ粒界腐食感受性を低くし、耐応力腐食割れ性を高める。したがって、アルミニウム合金鍛造材をＴ７調質材とすることで、耐力は若干低くなるものの、他の調質処理に比して、耐食性はより高くなる。

溶体化処理は、５３０〜５７０℃の温度範囲に２０分〜２０時間保持することが好ましい。この溶体化処理温度が低過ぎるか、あるいは時間が短過ぎると、溶体化が不足して、Ｍｇ_２Ｓｉの固溶が不十分となり、強度が低下しやすい。また、溶体化処理温度が高過ぎるか、あるいは時間が長過ぎると、局所的な溶融、結晶粒の粗大化が生じやすい。なお、溶体化処理温度まで加熱する場合には、分散粒子の粗大化を防止し、その効果を保証するために、平均昇温速度を１００℃／ｈｒ以上と速くすることが好ましい。

前記溶体化処理後の焼入処理は、水中、温湯中への冷却により行なうことが好ましい。この際の平均冷却速度は、１００℃／ｓ以上を確保することが好ましい。この焼入処理時の平均冷却速度が低くなると、粒界上にＭｇ_２Ｓｉ、単体Ｓｉ等が析出し、高温時効処理後のアルミニウム合金鍛造材において、粒界破壊が生じやすくなり、靱性、疲労特性が低下しやすい。また、冷却途中に、粒内にも、安定相となるＭｇ_２Ｓｉ、単体Ｓｉ等が形成され、高温時効処理時に析出するβ”相、β’相の析出量が減るため、アルミニウム合金鍛造材の強度が低下しやすい。

ただ、一方で、平均冷却速度が高くなると、焼入歪み量が大きくなり、焼入後に、矯正工程が新たに必要となったり、矯正工程の工数が増す問題も新たに生じる。また残留応力も高くなり、製品の寸法、形状精度が低下する問題も新たに生じる。この点、アルミニウム合金鍛造材の製造工程を短縮し、低コスト化するためには、焼入歪みが緩和される４０〜７０℃の温湯焼入が好ましい。ここで、温湯焼入温度が４０℃未満では焼入歪みが大きくなり、７０℃を超えると平均冷却速度が低くなりすぎ、アルミニウム合金鍛造材の靱性、疲労特性、強度が低くなりやすい。

溶体化処理および焼入後の高温時効処理は、１６０〜２００℃の温度範囲と、２０分〜２０時間の保持時間の範囲から、アルミニウム合金鍛造材が前記Ｔ６、Ｔ７の調質処理材となる条件を適宜選択する。

なお、前記した、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。また、高温時効処理には空気炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、前記調質処理の前後に、自動車用足回り部品等として必要な、機械加工や表面処理などが適宜施されてもよい。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の他の製造方法について説明する。
アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、溶解工程と、脱ガス工程と、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、押出工程と、鍛造工程と、調質工程とを含むものである。溶解工程、脱ガス工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、鍛造工程、調質工程については、前記の製造方法と同様であるので、説明を省略する。なお、鍛造工程において、鍛造素材は押出材を使用する。また、押出材を鍛造素材とする場合は、押出時に、晶出物が微細となるため、鋳造工程における平均冷却速度は１℃／ｓ以上であればよい。以下、押出工程について、説明する。

（押出工程）
押出工程は、均質化熱処理され、熱間押出開始温度（好ましくは４６０℃以上）まで冷却された鋳塊に、または、熱間押出開始温度より低温（例えば室温）まで冷却後、再加熱された鋳塊に、プレスによる押出等により、所定の押出を行う工程である。

熱間押出の条件は、終了温度は３６５℃以上で行う必要があり、このような条件の熱間押出を施すことによって、熱間鍛造と同様に、押出材の断面での再結晶率を所定の範囲内とすることが可能となる。熱間押出の際の終了温度が３６５℃未満であると、押出終了時点に再結晶ならびに粒成長が生じるため、その後の熱間鍛造時に再結晶が生じやすくなり、最終製品（アルミニウム合金鍛造材）の断面での再結晶率を２０％以下とすることが出来ない。この結果、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等として使用した際、その強度、耐食性および靱性の全てを向上させることが難しくなる。また、疲労特性の向上も難しくなる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、特許請求の範囲を逸脱しない範囲で適当に変更を加えて実施することも可能である。

表１に示す合金番号１〜１５の化学成分組成のアルミニウム合金を溶解、脱ガス処理、鋳造して直径φ８５ｍｍ鋳塊（鋳塊番号Ａ〜Ｚ）を、半連続鋳造法（鋳造の際の平均冷却速度１５０℃／ｓ）により鋳造した。一方、合金番号１６の化学成分組成のアルミニウム合金を溶解、脱ガス処理、鋳造して直径φ４００ｍｍ鋳塊（鋳塊番号Ｚ１）を半連続鋳造法（鋳造の際の平均冷却速度２℃／ｓ）により鋳造した。また、表１に示すアルミニウム合金（合金番号１〜１６）は、不可避的不純物としてＶ、Ｈｆ、Ｂを含有し、その含有量は、Ｖ、Ｈｆは合計で０．２質量％未満、Ｂは３００ｐｐｍ以下であった。さらに、鋳塊（鋳塊番号Ａ〜Ｚ）の水素ガス濃度は、不活性ガス気流融解熱伝導度法（ＬＩＳＡ０６−１９９３）により測定し、表１に示すとおりであった。

次に、前記鋳塊（鋳塊番号Ａ〜Ｚ）の外表面を厚さ５ｍｍ面削して、長さ２００ｍｍに切断後、表２に示す各条件（表２の昇温速度、冷却速度は、平均昇温速度、平均冷却速度である）で、均質化熱処理、メカニカルプレスを用いた熱間鍛造を行い、板状試料（実施例１〜１４、比較例１〜１２）を製造した。また、前記鋳塊（鋳塊番号Ｚ１）の外表面を厚さ５ｍｍ面削して、長さ６００ｍｍに切断後、表２に示す各条件で、均質化熱処理、押出プレスでφ７５ｍｍに押し出し、その後、メカニカルプレスを用いた、熱間鍛造を行い、前記と同様に板状試料（実施例１５、比較例１３）を製造した。

なお、熱間鍛造は、各鋳塊または各押出材を室温から約１ｈｒで鍛造開始温度＋２０℃まで昇温し、直ちに出炉し、鍛造開始温度を確認した後、半径方向に鍛造し板状の試料とした。鍛造は、途中再加熱無しに連続して３回行い、３回目で厚さ１６ｍｍの板状試料とした。鍛造終了後、直ちに試料温度（鍛造終了温度）を測定し、その後、試料を室温まで放冷却した。

次に、板状試料（実施例１〜１５、比較例１〜１３）に以下のＴ６調質処理を施した。なお、比較例７については鍛造割れが発生したため、Ｔ６調質処理を施さなかった。
（Ｔ６調質処理条件）
溶体化処理は、板状試料を室温から５５５℃まで約１ｈｒで昇温し３ｈｒ保持後、４０℃の温湯中に焼入を行った。焼入後は温湯中でそのまま１０分間浸漬し、その後、直ちに高温時効処理を行った。高温時効処理条件は１８０℃で５ｈｒとした。

また、実施例１〜１５、比較例１〜１３の板状試料（Ｔ６処理済）について、以下の測定方法により、Ｍｇ_２Ｓｉの面積率、アルミニウム合金の再結晶率、アルミニウム合金の分散粒子のサイズ分布指標値（表２ではＶ／ｒと記載）を測定した。その結果を表２に示す。なお、比較例７については鍛造割れが発生したため、面積率、再結晶率、サイズ分布指標値を測定しなかった。

（Ｍｇ_２Ｓｉの面積率）
板状試料の５ケ所よりサンプルを採取し、断面（２方向：鍛流線方向、鍛流線に対して直角方向）を鏡面状態まで研磨した後、５ケ所×２断面の計１０断面のＭｇ_２Ｓｉを、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、×５００倍）を用いて観察し、画像解析より最大長さ０．１μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉの面積率を算出し、１０断面の平均値を算出した。なお、面積率は、観察視野面積に対するＭｇ_２Ｓｉの占める面積を割合（％）で表したものである。

（再結晶率）
板状試料の５ケ所よりサンプルを採取し、断面（２方向：鍛流線方向、鍛流線に対して直角方向）を鏡面状態まで研磨した後、化学エッチング（苛性ソーダ）で組織を現出した。５ケ所×２断面の計１０断面を光学顕微鏡で観察し、画像処理により再結晶率を算出し、１０断面の平均値を算出した。再結晶率は、試料断面での再結晶領域１の占める面積を割合（％）で表したものである（図１参照）。

（分散粒子のサイズ分布指標値Ｖ／ｒ（Ｖ：面積率％、平均半径ｎｍ））
板状試料の５ケ所よりサンプルを採取し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡、×２００００倍）を用いて、分散粒子２の観察を行った（図２参照）。分散粒子の面積率（Ｖ）および平均半径（ｒ）は、５枚の写真をデジタル処理して算出した。面積率（Ｖ）は、写真合計面積に占める分散粒子の合計面積の割合（％）とした。また、分散粒子毎に同一面積の円の半径（ｎｍ）を算出し、これら半径の平均値を平均半径（ｒ）とした。分散粒子のサイズ分布指標値Ｖ／ｒ（％／ｎｍ）は、これらＶおよびｒの値を用いて算出した。なお、ＴＥＭ観察に用いた試料の厚みはほぼ２０００Åと一定である。

次に、実施例１〜１５、比較例１〜１３の板状試料（Ｔ６調質処理済）について、以下の評価方法により、強度、耐食性、靭性について評価した。その結果を表３に示す。なお、比較例７については鍛造割れが発生したため、評価を行わなかった。

（強度：耐力）
板状試料より１２本の試験片（引張試験片の長手方向が、鍛流線に対し直角方向）を採取し、引張試験を行った。試験形状はＪＩＳ−Ｚ−２２０１に、試験方法はＪＩＳ−Ｚ−２２４１の定めるところにより実施した。引張強さ、０．２％耐力、伸びの１２本の平均値を板状試料の特性値とした。０．２％耐力（表３では耐力と記載）が３５０ＭＰａ以上のものを、強度が優れていると評価した。

（耐食性：耐ＳＣＣ性）
板状試料より１２個の試験片（Ｃリング）を採取し耐ＳＣＣ性試験を行った。試験形状および試験方法は、ＪＩＳ−Ｈ−８７１１（応力腐食割れ試験―第５部：Ｃリング試験片の作製と試験）の定めるところにより実施した。付加応力：２５０ＭＰａ、試験期間：９０日で、割れが生じないものを耐ＳＣＣ性「○」で耐食性に優れている、割れが生じたものを耐ＳＣＣ性「×」で耐食性に劣っていると評価した。

（靭性：衝撃値）
板状試料より１２本の試験片（衝撃試験片の長手方向が、鍛流線に対し直角方向）を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。試験形状はＪＩＳ−Ｚ−２２０２に、試験方法はＪＩＳ−Ｚ−２２４２の定めるところにより実施した。衝撃値の１２本の平均値を板状試料の特性値とした。衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ^２以上のものを、靭性において優れていると評価した。

表３の結果から明らかな通り、本発明の特許請求の範囲を満足する実施例１〜１５は、強度（耐力）、耐食性（耐ＳＣＣ性）、靭性（衝撃値）において優れていることが確認された。

これに対し、本発明の特許請求の範囲外の製造条件で製造された比較例１〜７、１３は、本発明の特許請求の範囲内の組成のアルミニウム合金を用いても、金属組織（Ｍｇ_２Ｓｉの面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分布指標値）が本発明の特許請求の範囲を満足しない。この結果、強度（耐力）、耐食性（耐ＳＣＣ性）、靱性（衝撃値）のいずれかが、実施例に比して著しく劣ることが確認された。なお、比較例７は熱間鍛造の際に鍛造割れが発生した。

また、本発明の特許請求の範囲外の組成のアルミニウム合金を用いた比較例８〜１２は、本発明の特許請求の範囲内の製造条件内で製造されているものの、金属組織（Ｍｇ_２Ｓｉの面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分布指標値）が本発明の特許請求の範囲を満足しない。この結果、強度（耐力）、耐食性（耐ＳＣＣ性）、靱性（衝撃値）のいずれかが、実施例に比して著しく劣ることが確認された。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の金属組織状態を示す断面写真である。本発明に係るアルミニウム合金鍛造材のＴＥＭ写真である。

符号の説明

１再結晶領域
２分散粒子

Claims

Ｍｇ：０．６〜１．０質量％、Ｓｉ：０．８〜１．４質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．３５質量％、Ｚｎ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．２質量％以下、Ｃｒ：０．３５質量％以下、Ｚｒ：０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるとともに、水素ガス濃度が０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下のアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造材であって、
前記アルミニウム合金鍛造材において、最大長さ０．１μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉの面積率が０．１５％以下、アルミニウム合金の再結晶率が２０％以下、アルミニウム合金の分散粒子のＶ／ｒ（Ｖ：分散粒子の面積率［％］、ｒ：分散粒子の平均半径［ｎｍ］）で定義されるサイズ分布指標値が０．２０以上であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造材。
請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造材を製造する製造方法であって、
請求項１に記載された成分組成のアルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、
前記溶湯に脱ガス処理を施して、水素ガス濃度を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下にする脱ガス工程と、
脱ガス処理された前記溶湯を鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、
前記鋳塊に、平均昇温速度２０℃／ｈｒを超え１０００℃／ｈｒ以下で保持温度５１０〜５７０℃まで昇温し、前記保持温度で２ｈｒ以上保持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速度が前記保持温度から少なくとも３５０℃までを１１０℃／ｈｒ以上で行う均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、
均質化熱処理された前記鋳塊を鍛造素材とし、前記鍛造素材に、開始温度４６０〜５６０℃、終了温度３６５℃以上の熱間鍛造を施す鍛造工程と、
前記鍛造工程の後に、溶体化処理、焼入および高温時効処理からなるＴ６またはＴ７の調質処理を施す調質工程とを含むことを特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。
請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造材を製造する製造方法であって、
請求項１に記載された成分組成のアルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、
前記溶湯に脱ガス処理を施して、水素ガス濃度を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下にする脱ガス工程と、
脱ガス処理された前記溶湯を鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、
前記鋳塊に、平均昇温速度２０℃／ｈｒを超え１０００℃／ｈｒ以下で保持温度５１０〜５７０℃まで昇温し、前記保持温度で２ｈｒ以上保持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速度が前記保持温度から少なくとも３５０℃までを１１０℃／ｈｒ以上で行う均質化熱処理を施す均質化熱処理工程と、
均質化熱処理された前記鋳塊に、終了温度３６５℃以上の熱間押出を施して押出材とする押出工程と、
前記押出材を鍛造素材とし、前記鍛造素材に、開始温度４６０〜５６０℃、終了温度３６５℃以上の熱間鍛造を施す鍛造工程と、
前記鍛造工程の後に、溶体化処理、焼入および高温時効処理からなるＴ６またはＴ７の調質処理を施す調質工程とを含むことを特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。