JP5431233B2 - アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車足回り部品などとして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。

アッパーアームやロアアームなどの自動車足回り部品として使用されるアルミニウム合金鍛造材は、従来からさまざまなものが開発されている。

例えば、特許文献１には、Ｍｇ：０．５〜１．２５質量％、Ｓｉ：０．４〜１．４質量％、Ｃｕ：０．０１〜０．７質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４質量％、Ｍｎ：０．００１〜１．０質量％、Ｃｒ：０．０１〜０．３５質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１質量％を各々含み、かつＺｒ：０．１５質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材から構成される自動車足回り部品であって、最大応力発生部位における幅方向断面組織において、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均面積率で１．５％以下であり、鍛造の際に生じるパーティングラインを含む断面部位の組織で観察される各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で０．７μｍ以上である自動車足回り部品が記載されている。

また、この特許文献１には、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される分散粒子のサイズが平均直径で１２００Å以下であるとともに、これら分散粒子の密度が平均面積率で４％以上であり、これらリブの断面組織において観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で１０％以下であり、更に、これらリブの断面組織に隣接する前記ウエブの幅方向の断面組織において観察される再結晶粒の占める面積割合が平均面積率で２０％以下とすることが記載されている。

さらに、この特許文献１には、前記した所定の組成を有するアルミニウム合金溶湯を平均冷却速度が１００℃／ｓ以上で鋳造し、この鋳造した鋳塊を４６０〜５７０℃の温度範囲に１０〜１５００℃／ｈｒの昇温速度で加熱して、この温度範囲に２ｈｒ以上保持する均質化熱処理を施した後に４０℃／ｈｒ以上の冷却速度で室温まで冷却し、更に熱間鍛造開始温度まで再加熱して熱間金型鍛造するとともに、鍛造終了温度を３５０℃以上とし、この熱間鍛造後に、５３０〜５７０℃の温度範囲に２０分〜８ｈｒ保持する溶体化処理を施し、その後、平均冷却速度が２００〜３００℃／ｓの範囲で焼き入れ処理を行ない、更に、人工時効硬化処理する自動車足回り部品の製造方法が記載されている。

この特許文献１に記載の発明によれば、軽量化形状とした鍛造材自動車足回り部品であっても、高強度化、高靱性化および高耐食性化させることができると記載されている。

特開２００８−１６３４４５号公報

自動車足回り部品等に用いられるアルミニウム合金は、ＦｅやＳｉ、Ｔｉなどの不純物により金属間化合物が晶出し、種々の特性に悪影響を及ぼすことが知られている。Ｆｅの含有量が多くなると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が晶出物として晶出し易くなる。この晶出物の晶出形状は、針状となり易く、固くて脆いという特性を有するため、耐破壊靭性と疲労特性に悪影響を及ぼす。

前記した特許文献１に記載の発明は、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下に制限されており、Ｆｅの含有量が０．４質量％を超えると晶出物（Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物）が粗大化するという問題があった。これに対し本発明者らは晶出物が粗大化して平均晶出物サイズが８μｍを超えるようになると、耐破壊靭性と疲労特性が低下する傾向が強くなることを見出した。

本発明は前記問題に鑑みてなされたものであり、Ｆｅの含有量が０．４質量％を超えるような場合であっても、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下のアルミニウム合金鍛造材と同等の耐破壊靭性と疲労特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を課題とする。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下で含有し、かつＺｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらにＭｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有するとともに、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物およびＡｌからなり、平均結晶粒径が５０μｍ以下、晶出物面積率が３％以下、平均晶出物サイズが８μｍ以下であることを特徴としている。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材においては、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇをこのような範囲で含有することにより、例えば自動車足回り部品として必要な強度を得ることができ、Ｔｉをこのような範囲で含有することにより、鋳造組織を微細化し、またＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒをこのような範囲で含有することにより、溶体化時の再結晶を抑制させ、微細結晶とすることができる。そのため、疲労特性を確保することができる。そして、水素量をこのような範囲とすることにより、ピンホールや膨れなどを抑制し、破壊靱性や疲労特性だけでなく強度や伸び等の諸特性を確保することができる。そして、本発明においては、Ｆｅをこのように多く含有させ、後記するように鍛造前に特定の条件の加熱工程を実施することで、Ｆｅを含有する晶出物の減少、微細化、および丸形状化を図るとともに結晶粒の微細化を図り、平均結晶粒径と、晶出物面積率と、平均晶出物サイズとを特定の値以下に制御することによって耐食性、耐破壊靱性、疲労特性を確保している。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、前記したアルミニウム合金鍛造材を製造するための製造方法であって、加熱温度７１０〜８１０℃かつ鋳造速度２００〜３３０ｍｍ／分で、Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下で含有し、かつＺｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらにＭｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有するとともに、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物およびＡｌからなるアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する鋳造工程と、前記鋳塊を４２０〜５６０℃で２．５〜８時間均質化熱処理する均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理した鋳塊を４７０〜５４５℃で０．５時間以上加熱する加熱工程と、前記加熱した鋳塊を鍛造終了温度３３０℃以上、圧下率５０〜９５％で鍛造して所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、前記鍛造材を４８０〜５８０℃で０を超え２４時間以内で溶体化処理する溶体化処理工程と、前記溶体化処理した鍛造材を７５℃以下で焼入れする焼入工程と、前記焼入れした鍛造材を１６０〜２５０℃で０．５〜２０時間人工時効処理する人工時効処理工程とを含むことを特徴としている。

本発明においては、前記した組成のアルミニウム合金の鋳塊を用いて鍛造を行う前に特定の条件の加熱工程を実施することで鋳塊を十分に加熱し、Ｆｅを含有する晶出物の減少、微細化、および丸形状化を図るとともに結晶粒の微細化を図り、平均結晶粒径と、晶出物面積率と、平均晶出物サイズとを特定の値以下に制御し、これにより耐食性、耐破壊靱性、疲労特性を確保することとしている。また、鍛造後の溶体化処理、焼入れ、人工時効処理により、例えば自動車足回り部品として必要な強度を確保している。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｆｅの含有量が０．４質量％を超えているが、晶出物や結晶粒の粗大化を抑制し、かつ晶出物面積率も抑制したため、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下のアルミニウム合金鍛造材と同等の耐破壊靭性と疲労特性を有している。また、Ｆｅを１．０質量％まで含有させることができるので、市中屑のリサイクル地金の配合率を増加することや、純度の低い新地金を使用することができる。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、Ｆｅの含有量が０．４質量％を超えているが晶出物や結晶粒の粗大化が抑制され、かつ晶出物面積率も抑制されたアルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
そのため、かかる製造方法によって製造されたアルミニウム合金鍛造材に、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下のアルミニウム合金鍛造材と同等の耐破壊靭性と疲労特性を有するようにすることができる。また、市中屑のリサイクル地金の配合率を増加させることや、純度の低い新地金を使用することもできる。
また、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、Ｆｅを多く含んでいるのでひけ割れが生じ難い。そのため、鋳造速度を速くすることができる。

平均結晶粒径の測定方法を説明する模式図である。 （ａ）は、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の一例を説明する平面図であり、（ｂ）は、（ａ）のＡ−Ａ線断面図である。 本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法のフローを説明するフローチャートである。

以下、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法について詳細に説明する。

まず、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下で含有し、かつＺｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらにＭｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有するとともに、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物およびＡｌからなり、平均結晶粒径が５０μｍ以下、晶出物面積率が３％以下、平均晶出物サイズが８μｍ以下である。
以下、各構成要件について分説する。

（Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇとともに人工時効処理により、主として針状のβ”相として結晶粒内に析出し、高強度（耐力）化に寄与する必須の元素である。Ｓｉの含有量が少な過ぎると、結晶粒が粗大化し、また人工時効処理で十分な強度（引張強さおよび０．２％耐力）と疲労特性を得ることができない。一方、Ｓｉの含有量が多過ぎると、連続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、耐食性と耐破壊靭性を低下させる。また、過剰Ｓｉが多くなって、高耐食性と高耐破壊靭性を得ることができない。さらに伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は０．４質量％以上１．５質量％以下、好ましくは０．６％以上１．０質量％以下とする。

（Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下）
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｃｒとともに分散粒子（分散相）を生成して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。
ここで、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下である従来のアルミニウム合金鍛造材の場合、高温で加熱処理すると分散粒子の固溶も進むため再結晶によって結晶粒が粗大化し易くなる。
本発明のようにＦｅを多く含有させると、分散粒子の密度が上がるため高い温度で加熱しても再結晶を抑制することができ、また、後記するように、本発明のように鍛造工程を行う前にこの加熱工程で鋳塊を十分に加熱しておくことでＦｅ系晶出物を固溶させて減少させ、さらに微細化および丸形化させることができる。そのため、分散粒子の密度を従来材と同程度とすることが可能となる。なお、加熱工程については後に詳述する。

Ｆｅの含有量が少な過ぎると、これらの効果が無い。一方、Ｆｅの含有量が多過ぎると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物などの晶出物が粗大化する。粗大化した晶出物は、耐破壊靭性および疲労特性、耐食性などを劣化させる。また耐破壊靱性が低下することで伸びも低下する。したがって、Ｆｅの含有量は０．４質量％超え１．０質量％以下、好ましくは０．４質量％超え０．７質量％以下とする。

（Ｃｕ：０．４０質量％以下）
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も有する。しかしながら、Ｃｕの含有量が多過ぎると、Ａｌ合金鍛造材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。したがって、Ｃｕの含有量は０．４０質量％以下とする。好ましくは０．１０質量％以上とし、より好ましくは０．２質量％以上０．４質量％以下、さらに好ましくは０．２質量％以上０．３質量％以下とする。

（Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下）
Ｍｇは、Ｓｉとともに人工時効処理により、主として針状のβ”相として結晶粒内に析出し、自動車足回り部品の高強度（耐力）化に寄与する必須の元素である。Ｍｇの含有量が少な過ぎると、人工時効処理時の時効硬化量が低下する。また再結晶が生じやすくなるため、結晶粒粗大化がおこりやすい。Ｍｇ₂Ｓｉになれない単体Ｓｉにより耐食性も低下する。一方、Ｍｇの含有量が多過ぎると、晶出物を形成しやすくなり、さらに強度（耐力）が高くなり過ぎるため鍛造性を阻害する。また、溶体化処理後の焼き入れ途中に強度向上に寄与しない多量のＭｇ₂Ｓｉが析出し、却って、強度、耐破壊靭性、耐食性などを低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０．８質量％以上１．３質量％以下、好ましくは０．８５質量％以上１．２質量％以下、より好ましくは１．０質量％以上１．２質量％以下とする。

（Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下）
Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化する効果がある。Ｔｉの含有量が少な過ぎるとこの効果が発揮されない。また、結晶粒が粗大化し、強度が低下する。結果として疲労強度も低下する。しかし、Ｔｉの含有量が多過ぎると、粗大な晶出物を形成し、耐破壊靱性が低下する。粗大な晶出物が破壊の起点となり、疲労特性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上０．１質量％以下、好ましくは０．０１質量％以上０．０５質量％以下とする。

（Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制）
不純物として混入し易いＺｎは、自動車足回り部品の特性を阻害するので含有しないのが好ましいが、０．０５質量％以下であれば自動車足回り部品の特性を阻害しないため許容される。しかしながら、Ｚｎの含有量が０．０５質量％を超えると、耐破壊靱性、耐食性、伸びおよび疲労特性の低下が起こる。
なお、Ｚｎの０．０５質量％以下の規制は、例えば、新地金を使用する場合やリサイクル地金を使用する場合であって、当該リサイクル地金中のＺｎの含有量が０．０５質量％以下である場合は、当該新地金およびリサイクル地金をそのまま使用することができるが、Ｚｎの含有量が０．０５質量％を超えるリサイクル地金を使用する場合は、Ｚｎの含有量が０．０５質量％以下の新地金と混合し、Ｚｎの含有量を０．０５質量％以下にしてから使用することができる。

（Ｍｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有）
これらのうち、ＭｎとＣｒは、均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、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系金属間化合物からなる分散粒子（分散相）を生成する。このような分散粒子（分散相）としては、例えばＡｌ−（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）−Ｓｉ化合物や（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ）₃ＳｉＡｌ₁₂などを挙げることができる。

製造条件にもよるが、ＭｎとＣｒによるこれらの分散粒子は、微細で高密度かつ均一に分散して再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。そのため、結晶粒の粗大化を防止することにより結晶粒を微細なまま維持させることができる。

ＭｎとＣｒの含有量が少な過ぎると、これらの効果が期待できず、結晶粒が粗大化して、強度や耐破壊靭性が低下する。一方、これらの元素の過剰な含有は溶解、鋳造時に金属間化合物である粗大な晶出物を生成し易く、破壊の起点となり、耐破壊靭性や疲労特性を低下させる原因となる。なお、耐破壊靱性は伸びと比例関係があり、伸びも低下する。このため、ＭｎおよびＣｒのうちの少なくとも一方を含有させるとともに、Ｍｎの含有量は０．０１質量％以上１．０質量％以下、好ましくは０．１質量％以上０．３質量％以下とし、Ｃｒの含有量は０．１質量％以上０．４質量％以下、好ましくは０．１０質量％以上０．３質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以上０．１５質量％以下とする。

Ｚｒは、ＭｎおよびＣｒと同様に分散粒子（分散相）を生成する。Ｚｒの場合、Ｔｉを含む場合など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、ＴｉＢ₂の結晶粒微細化を阻害し、結晶粒を粗大化させる要因となる。また、疲労特性を低下させる要因ともなる。したがって、本発明では、リサイクル地金を使用することなどにより不純物として含まれるＺｒを、鋳造時の結晶粒を粗大化させない範囲で添加するのが望ましい。具体的には、Ｚｒの含有量は０．０５質量％以上０．２質量％以下、好ましくは０．０５質量％以上０．１０質量％以下とする。

（水素量：０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下）
水素（Ｈ₂）は不純物として混入し易く、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等加工で圧着せず、ブリスターが発生し、破壊の起点となるため、強度、耐破壊靭性や疲労特性を著しく低下させる。特に、高強度化した自動車足回り部品などにおいては、この水素による影響が大きい。したがって、Ａｌ１００ｇ当たりの水素量は０．２５ｍｌ以下とするが、できるだけ少ない含有量とすることが好ましいことはいうまでもない。

（残部）
残部は、不可避的不純物およびＡｌからなる。不可避的不純物としては、Ｃ、Ｎｉ、Ｎａ、Ｃａ、Ｖ、Ｈｆが挙げられる。これらは不純物として混入し易く、自動車足回り部品の特性を阻害するので含有しないのが好ましいが、合計で０．１０質量％以下であれば許容できる。

また、Ｂも不純物であるが、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、前記した加工性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は３００ｐｐｍ以下とするのが好ましい。

（平均結晶粒径：５０μｍ以下）
平均結晶粒径は、機械的性質に影響する。平均結晶粒径が５０μｍを超えると引張特性、疲労特性が低くなる。平均結晶粒径は、好ましくは４５μｍ以下、より好ましくは４０μｍ以下とする。

平均結晶粒径は、短軸における切片法にて算出することができる。つまり、図１に示すように、鍛造材の表面または切断面を適当な腐食液にてエッチング後、光学顕微鏡にて５０倍で撮影し、結晶粒径の長軸と直交する方向に直線を引いて当該直線上の結晶粒数を測定し、測定した結晶粒数で直線の長さを除することにより算出することができる。

（晶出物面積率：３％以下）
晶出物面積率は、添加元素の添加量とそれらの固溶量等によって決まる。晶出物面積率が３％を超えると、衝撃試験における亀裂伝播経路が多くなるため耐破壊靱性と疲労特性が低下する。晶出物面積率は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とする。

晶出物面積率は、ＳＥＭにて４００倍のＢＥＩを撮影し、画像解析することによって算出することができる。

（平均晶出物サイズ：８μｍ以下）
平均晶出物サイズは、添加量と凝固速度等によって決定される。平均晶出物サイズが８μｍを超えると衝撃試験における亀裂の起点となりやすく、耐破壊靱性が低下することになる。したがって、平均晶出物サイズは８μｍ以下とし、より好ましくは６μｍ以下とする。

平均晶出物サイズは、ＳＥＭにて４００倍のＢＥＩを撮影し、解析ソフトにて同面積の円に換算させて平均サイズを算出することで求めることができる。

以上に説明した本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下のアルミニウム合金鍛造材と同等の耐破壊靭性と疲労特性を有することができる。
つまり、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、不純物として最も混入し易いＦｅを、０．４質量％を超えて含有させることができる。そのため、Ｆｅの含有量が高くなり易いリサイクル地金の使用や、純度の低い新地金の使用が容易になる。

以上に説明した本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、アッパーアームやロアアームなどの自動車足回り部品として利用することができる。

なお、図２（ａ）に示す自動車足回り部品１（アッパーアーム）は、ニア・ネット・シェイプ成形により略三角形状に鍛造した例を示している。
具体的に説明すると、自動車足回り部品１は、三角形の各頂点部分に、ボールジョイントなどのジョイント部５ａ、５ｂ、５ｃを有しており、これらをアーム部２ａ、２ｂで各々繋いだ形状となっている。アーム部２ａ、２ｂは、その幅方向の各周縁部（両側端部）に、アーム部の各長手方向にわたって延在するリブを有している。図２を参考にして説明すると、アーム部２ａはリブ３ａ、３ｂを有し、アーム部２ｂはリブ３ａ、３ｃを有している。また、アーム部２ａ、２ｂは、その幅方向の各中央部に、アーム部の各長手方向にわたって延在するウエブを有している。図２を参考にして説明すると、アーム部２ａはウエブ４ａを有し、アーム部２ｂはウエブ４ｂを有している。

各リブ３ａ、３ｂ、３ｃは、自動車足回り部品では略共通して比較的幅狭かつ厚い肉厚で形成されている。これに比して、各ウエブ４ａ、４ｂは、自動車足回り部品では略共通して、リブ３ａ、３ｂ、３ｃよりも比較的広幅かつ薄い肉厚で形成されている。このため、アーム部２ａを例示して説明すると、図２（ｂ）に示すように、両縦壁部分がリブ３ａ、３ｂに相当し、中央の横壁部分がウエブ４ａに相当する略Ｈ型の断面形状となる。

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説明する。
図３に示すように、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、鋳造工程Ｓ１と、均質化熱処理工程Ｓ２と、加熱工程Ｓ３と、鍛造工程Ｓ４と、溶体化処理工程Ｓ５と、焼入工程Ｓ６と、人工時効処理工程Ｓ７とを含み、この順で実施することで前記したアルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
なお、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法には、本発明における所望の効果を阻害しない工程であればこれをさらに含むことは許容される。そのような工程としては、例えば、均質化熱処理工程と加熱工程の間に行う押出工程や、加熱工程と鍛造工程の間に行うフォージングロール工程などが例示できる。

鋳造工程Ｓ１は、前記した組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する工程である。組成については既に詳述しているので説明を省略する。
なお、水素量は、例えばアルゴンガス、窒素ガス、または塩素ガスをＳＮＩＦなどの連続脱ガス装置を使用してバブリングすることにより、アルミニウム合金１００ｇ中の含有量を０．２５ｍｌ以下（０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下）に制御することができる。なお、水素量は、０．１５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に制御するのがより好ましい。

鋳造工程Ｓ１は、加熱温度７１０〜８１０℃かつ鋳造速度２３０〜３３０ｍｍ／分で行うのが好ましい。
鋳造工程Ｓ１における加熱温度が７１０℃未満であると溶解時間がかかり、効率よく作業することができない。また、鋳造工程Ｓ１における加熱温度が８１０℃を超えると酸化物であるドロスの発生量が多く、メタルロスが増えるため効率よく鋳塊を得ることができない。
鋳造速度が２３０ｍｍ／分未満であると鋳造時間がかかりすぎ効率的でない。また、鋳造速度が３３０ｍｍ／分を超えると鋳塊中央部に割れが発生する危険が高まる。
なお、加熱温度は７１０〜７５０℃とするのが好ましく、鋳造速度は２００〜３００ｍｍ／分とするのが好ましい。
鋳造は、連続鋳造法、半連続鋳造法、ホットトップ鋳造法などの溶解鋳造法により行うことができるが、中でも連続鋳造法により行うのが好ましい。

本発明ではＦｅを多く含有させることで溶湯の粘性を高くし、凝固収縮によるひけの発生量を抑えている。そのため、連続鋳造におけるひけ割れを生じ難くすることができる。したがって、鋳造工程Ｓ１として連続鋳造法を採用した場合、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下である従来のアルミニウム合金の鋳塊を鋳造するときと比較して鋳造速度を５〜３０％程度速くすることができる。

次に行う均質化熱処理工程Ｓ２は、前記鋳造工程Ｓ１で鋳造した鋳塊を４２０〜５６０℃で２．５〜８時間均質化熱処理する工程である。
均質化熱処理工程Ｓ２における加熱温度が４２０℃未満であったり、加熱時間が２．５時間未満であったりすると、晶出物の溶込みが不足し、晶出物の面積率が大きくなるため、製品の高耐破壊靭性化を図ることが難しくなる。一方、均質化熱処理工程Ｓ２における加熱温度が５６０℃を超えたり、加熱時間が８時間を超えたりすると、晶出物は溶け込み易いものの、分散粒子が粗大化するため、これを均一で微細にかつ高密度に分散（以下、微細均一分散という。）させることができない。つまり、結晶粒の微細化効果が損なわれるため、平均結晶粒径が大きくなる。
なお、均質化熱処理工程Ｓ２における加熱温度は５００〜５４０℃とするのが好ましく、加熱時間は４〜８時間とするのが好ましい。

次に行う加熱工程Ｓ３は、前記均質化熱処理工程Ｓ２で均質化熱処理した鋳塊を４７０〜５４５℃で０．５時間以上加熱する工程である。
前記したように、本発明のようにＦｅは、Ｍｎ、Ｃｒとともに分散粒子（分散相）を生成して再結晶後の粒界移動を妨げる効果がある。そのため、Ｆｅを多く添加することで十分な加熱工程Ｓ３を行っても、分散粒子の数や密度を従来材と同程度とすることが可能となり、結晶粒の粗大化を防止することができるので、結晶粒を微細なまま維持させることが可能となる。よって、耐破壊靱性、疲労特性を従来材と同程度に維持させることができる。この効果は、本発明のように鍛造工程Ｓ４を行う前にこの加熱工程Ｓ３で鋳塊を十分に加熱し、Ｆｅ系晶出物を固溶させて減少させ、さらに微細化および丸形化させることで具現することができる。

加熱工程Ｓ３における加熱温度が４７０℃未満であったり、加熱時間が０．５時間未満であったりすると、本発明のようにＦｅを多く含有するアルミニウム合金鍛造材の場合、Ｆｅ系晶出物の固溶がすすまないため、耐破壊靱性、疲労特性を従来材と同程度に維持させることができない。一方、加熱温度が５４５℃を超えると加工時の発熱で共晶溶融が発生する危険があり、空隙の発生で機械的特性が低下するため好ましくない。また、高温の熱処理により分散粒子が粗大化および低密度化して結晶粒微細化効果が得られなくなる。
加熱工程Ｓ３における加熱温度は５２０〜５４５℃とするのが好ましい。

次に行う鍛造工程Ｓ４は、前記加熱工程Ｓ３で加熱した鋳塊を鍛造終了温度３３０℃以上、圧下率５０〜９５％で鍛造して所定の形状の鍛造材を得る工程である。
鍛造工程Ｓ４における鍛造終了温度が３３０℃未満となると、残留歪が多くなりすぎるため再結晶が生じやすく、結晶粒が粗大化するおそれがある。また、鍛造工程Ｓ４における圧下率が５０％未満であると鋳造欠陥の圧着ができないおそれがあり、さらに、結晶粒や晶出物を十分に小さくすることができない。圧下率が９５％を超えると加工率が高すぎるため再結晶により結晶粒が粗大化するおそれがある。なお、鍛造終了温度は加熱温度を超えない範囲であればできる限り高い方が好ましい。
鍛造終了温度は３７０℃以上とするのが好ましく、圧下率は７０〜９０％とするのが好ましい。

かかる条件の鍛造は、例えばメカニカルプレスや油圧プレスにより行うことができる。所定の形状としては、自動車足回り部品の場合、例えば図２（ａ）および（ｂ）に示す略三角形状とすることができる。もちろん、この所定の形状は、最終製品の形状であってもよい。

次に行う溶体化処理工程Ｓ５は、前記鍛造工程Ｓ４で得た鍛造材を４８０〜５８０℃で０を超え２４時間以内の溶体化処理する工程である。この溶体化処理によって、後記する人工時効処理工程Ｓ７時に強度を出すための添加元素の固溶化を進めたり、晶出物の微細化による耐破壊靱性を高めたりすることができる。
溶体化処理工程Ｓ５における加熱温度が４８０℃未満であったり、加熱時間が０時間（すなわち、全く行わない場合）であったりすると、溶体化が不十分であるため耐破壊靱性、強度（引張強さおよび０．２％耐力）、疲労特性を得ることができない。一方、溶体化処理工程Ｓ５における加熱温度が５８０℃を超えたり、加熱時間が２４時間を超えたりすると結晶粒が粗大化するため、平均結晶粒径が大きくなり易く、耐破壊靱性、強度（引張強さおよび０．２％耐力）、疲労特性を得ることができない。
なお、溶体化処理工程Ｓ５における加熱温度は５４０〜５６０℃とするのが好ましく、加熱時間は２．５〜８．０時間とするのが好ましい。

次に行う焼入工程Ｓ６は、前記溶体化処理工程Ｓ５で溶体化処理した鍛造材を７５℃以下で焼入れする工程である。焼入れを行うことによって強度を向上させることができる。
焼入工程Ｓ６における焼入温度が７５℃を超えると十分な焼きが入らず、後記する人工時効処理工程Ｓ７で強度を十分に向上させることができない。
なお、焼入温度の下限は、焼入れを行う水の常温程度、すなわち、１５℃程度であればよい。

次に行う人工時効処理工程Ｓ７は、前記焼入工程Ｓ６で焼入れした鍛造材を１６０〜２５０℃で０．５〜２０時間人工時効処理する工程である。なお、鍛造工程Ｓ４からこの人工時効処理工程Ｓ７までの処理は、いわゆるＴ６処理と呼ばれるものである。かかる人工時効処理によって、例えば自動車用足回り部品として必要な強度などを得ることができる。
人工時効処理工程Ｓ７における加熱温度が１６０℃未満であったり、加熱時間が０．５時間未満であったりすると十分な強度、疲労特性および耐食性を得ることができない。一方、人工時効処理工程Ｓ７における加熱温度が２５０℃を超えたり、加熱時間が２０時間を超えたりすると、過時効処理となるため却って十分な強度と伸びを得ることができない。また、耐破壊靱性や疲労特性も低下する。
なお、人工時効処理工程Ｓ７における加熱温度は１７０〜２５０℃とするのが好ましく、加熱時間は３〜１２時間とするのが好ましい。

以上に説明した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、Ｆｅの含有量が０．４質量％を超えているが、Ｆｅの含有量が０．４質量％以下のアルミニウム合金鍛造材と同等の耐破壊靭性と疲労特性を有するアルミニウム合金鍛造材を製造することができる。

次に、本発明の要件を満たす実施例と要件を満たさない比較例とにより本発明に係るアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法について具体的に説明する。

下記表１、表２の鋳塊番号１〜５３に示す組成を有するアルミニウム合金の鋳塊（直径φ８２ｍｍの鋳造棒）を半連続鋳造により鋳造した。半連続鋳造の条件は、加熱温度を７２０℃、鋳造速度を２８０ｍｍ／分とした。
なお、下記表１、表２において、「↓」は、上段のセルに記載された数値または記載が引用されることを示す。

半連続鋳造にて鋳造した鋳塊番号１〜５３に係る各鋳塊は、外表面を厚さ３ｍｍ面削して、長さ５００ｍｍに切断後、各々下記表３に示す各条件で均質化熱処理と、加熱と、メカニカルプレスを用いた熱間金型鍛造と、溶体化処理と、焼入れと、人工時効処理とを行い、それぞれ鍛造材１〜５３として製造した。

鍛造材１〜５３の平均結晶粒径（μｍ）、晶出物面積率（％）、平均晶出物サイズ（μｍ）、機械的特性、耐破壊靭性としてシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）、疲労特性として１０⁷サイクルにおける回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）、および耐食性として耐応力腐食割れ性を評価した。なお、機械的特性として、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）および伸び（％）を測定した。
これらの評価は以下のようにして行った。

平均結晶粒径（μｍ）は、鍛造材の切断面をエッチング後、光学顕微鏡にて５０倍で撮影し、結晶粒径の長軸と直交する方向に直線を引いて当該直線上の結晶粒数を測定し、測定した結晶粒数で直線の距離を除することにより算出した（図１参照）。
平均結晶粒径は、５０μｍ以下を合格、５０μｍを超えるものを不合格とした。

晶出物面積率（％）は、ＳＥＭにて４００倍のＢＥＩを撮影し、画像解析することによって算出した。
晶出物面積率は、３％以下を合格（○）、３％を超えるものを不合格（×）とした。

平均晶出物サイズ（μｍ）は、ＳＥＭにて４００倍のＢＥＩを撮影し、解析ソフトにて同面積の円に換算させて平均サイズを算出することで求めた。
平均晶出物サイズは、８μｍ以下を合格（○）、８μｍを超えるものを不合格（×）とした。

機械的特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準じて引張試験片（Ｌ方向、４号試験片）を鍛造材の長手方向に沿って任意の箇所から２枚切り出して作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて引張試験機により測定し、２本の平均値を機械的特性とした。
機械的特性は、引張強さについては３２０ＭＰａ以上を合格、３２０ＭＰａ未満を不合格とし、０．２％耐力については２９０ＭＰａ以上を合格、２９０ＭＰａ未満を不合格とし、伸びについては１０％以上を合格、１０％未満を不合格とした。

シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に準じてシャルピー試験片（ＬＴ方向）を鍛造材の長手方向に沿って任意の箇所から２本切り出し、長さ５５ｍｍの１０ｍｍ角棒の中央に、深さ２ｍｍ、先端Ｒ１ｍｍのＵノッチを入れて作製した。これをＪＩＳ Ｂ ７７２２に準じてシャルピー試験機により測定し、２本の平均値をシャルピー衝撃値とした。
シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ²以上を合格、２０Ｊ／ｃｍ²未満を不合格とした。

回転曲げ疲労強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に準じて測定した。回転曲げ疲労強度は、１０⁷サイクルにおける強度で評価し、１１５ＭＰａ以上を合格（○）、１１５ＭＰａ未満を不合格（×）とした。

耐応力腐食割れ性は、Ｃリング状の試験片を作製し、ＡＳＴＭ Ｇ４７の交互浸漬法の規定に準じて行った。但し、試験条件は、さらに、自動車足回り部品として使用されることを想定し、引張応力が付加されていることを模擬して、Ｃリング状の試験片のＳＴ方向に、前記機械的特性の試験片のＬ方向の耐力の７５％の応力を付加した。この状態で塩水への浸漬と引き上げを３０日間繰り返して行い、試験片に応力腐食割れが発生するか否か観察した。
耐応力腐食割れ性は、試験片に応力腐食割れが発生していないものを合格（○）、応力腐食割れが発生していたものを不合格（×）とした。

鍛造材１〜５３の平均結晶粒径（μｍ）、晶出物面積率（％）、平均晶出物サイズ（μｍ）、機械的特性、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）、回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）および耐応力腐食割れ性の評価結果を下記表４、表５に示す。

表４、表５に示すように、鍛造材１〜３９は、本発明の要件を全て満たしていたので、良好な評価結果を得ることができた。
一方、鍛造材４０〜５３は、本発明のいずれかの要件を満たしていなかったので、良好な評価結果を得ることができなかった。

具体的には、鍛造材４０は、Ｓｉの含有量が上限を超えたため、粗大な単体Ｓｉ粒子が晶出および析出し、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。
鍛造材４１は、Ｓｉの含有量が下限未満であったため、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

鍛造材４２は、Ｆｅの含有量が上限を超えたため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物などの晶出物が粗大化し、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。
鍛造材４３は、Ｆｅの含有量が下限未満であったため、結晶粒の粗大化を防止する効果を得ることができず、結晶粒を微細なまま保つことができなかった。そのため、平均結晶粒径が不合格となり、また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

鍛造材４４は、Ｃｕの含有量が上限を超えたため、Ａｌ合金鍛造材の応力腐食割れや粒界腐食の感受性が著しく高くなった。そのため、耐応力腐食割れ性が不合格となった。

鍛造材４５は、Ｍｇの含有量が上限を超えたため、晶出物が形成されやすくなった結果、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。
鍛造材４６は、Ｍｇの含有量が下限未満であったため、再結晶が生じやすくなり、結晶粒の粗大化が起こった結果、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。

鍛造材４７は、Ｔｉの含有量が上限を超えたため、粗大な晶出物が形成された結果、平均晶出物サイズが不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
鍛造材４８は、Ｔｉの含有量が下限未満であったため、結晶粒が粗大化した結果、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

鍛造材４９は、Ｚｎの含有量が上限を超えたため、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。
鍛造材５０は、Ｍｎの含有量が上限を超えたため、粗大な晶出物が生成された結果、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

鍛造材５１は、Ｃｒの含有量が上限を超えたため、粗大な晶出物が生成された結果、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
鍛造材５２は、Ｚｒの含有量が上限を超えたため、結晶粒が粗大化した結果、平均結晶粒径が不合格となった。また、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
なお、鍛造材５３は化学成分および組成が本発明の要件を満たす場合であっても、水素量が０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌを超えたため鋳塊内部に気泡が発生し、強度、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が低下した。

次に、良好な評価結果を得ることのできた鋳塊番号５の組成を採用して、製造条件の検討を行った。この場合水素量は０．１０ｍｌ／１００ｇＡｌであった。
製造条件を下記表６、表７に示す。
なお、下記表６、表７において、「↓」は、上段のセルに記載された数値が引用されることを示す。

製造番号１〜３８の平均結晶粒径（μｍ）、晶出物面積率（％）、平均晶出物サイズ（μｍ）、機械的特性、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）、回転曲げ疲労強度（ＭＰａ）および耐応力腐食割れ性を前記と同様にして評価した。
評価結果を下記表８、表９に示す。

表８、表９に示すように、製造番号１〜１９は、本発明の要件を全て満たしていたので、良好な評価結果を得ることができた。
一方、製造番号２０〜３８は、本発明のいずれかの要件を満たしていなかったので、良好な評価結果を得ることができなかった。

具体的には、製造番号２０は、鋳造工程における鋳造速度が速かったため鋳造割れした。そのため、平均結晶粒径等を測定することができなかった。

製造番号２１は、均質化熱処理工程における加熱温度が上限を超えていたため、分散粒子が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号２２は、均質化熱処理工程における加熱温度が下限未満であったため、晶出物の溶込みが不足し、晶出物が大きくなった。そのため、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

製造番号２３は、均質化熱処理工程における加熱時間が上限を超えていたため、分散粒子が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号２４は、均質化熱処理工程における加熱時間が下限未満であったため、晶出物の溶込みが不足し、晶出物が大きくなった。そのため、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

製造番号２５は、加熱工程における加熱温度が上限を超えていたため、分散粒子が粗大化および低密度化して結晶粒微細化効果が得られなかった結果、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、伸び、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号２６は、加熱工程における加熱温度が下限未満であったため、Ｆｅ系晶出物の固溶がすすまず、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号２７は、加熱工程における加熱時間が下限未満であったため、Ｆｅ系晶出物の固溶がすすまず、晶出物面積率、平均晶出物サイズが不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

製造番号２８は、鍛造工程における鍛造終了温度が下限未満であったため、再結晶が生じて結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号２９は、鍛造工程における圧下率が上限を超えていたため、再結晶により結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号３０は、鍛造工程における圧下率が下限未満であったため、５０μｍまで結晶粒を小さくしたり、晶出物を細かくしたりすることができなかった。そのため、平均結晶粒径および平均晶出物サイズが不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

製造番号３１は、溶体化処理工程における加熱温度が上限を超えていたため、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号３２は、溶体化処理工程における加熱温度が下限未満であったため、溶体化が不十分であるため、晶出物面積率が不合格となり、また、引張強さ、０．２％耐力、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号３３は、溶体化処理工程における加熱時間が上限を超えていたため、結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が不合格となった。また、引張強さ、０．２％耐力が不合格となった。

製造番号３４は、焼入工程における焼入温度が上限を超えていたため、十分な焼きが入らず、強度を十分に向上させることができなかった。そのため、引張強さ、０．２％耐力、回転曲げ疲労強度が不合格となった。

製造番号３５は、人工時効処理工程における加熱温度が上限を超えていたため過時効処理となりすぎ、引張強さ、０．２％耐力、伸びが低下して、不合格となった。また、シャルピー衝撃値、回転曲げ疲労強度が不合格となった。
製造番号３６は、人工時効処理工程における加熱温度が下限未満であったため、引張強さ、０．２％耐力が十分に向上せず、不合格となった。また、耐応力腐食割れ性が不合格となった。

製造番号３７は、人工時効処理工程における加熱時間が上限を超えていたため過時効処理となりすぎ、引張強さ、０．２％耐力、伸びが低下して、不合格となった。また、シャルピー衝撃値が不合格となった。
製造番号３８は、人工時効処理工程における加熱時間が下限未満であったため、０．２％耐力が十分に向上せず、不合格となった。また、回転曲げ疲労強度、耐応力腐食割れ性が不合格となった。

１ 自動車足回り部品
２ａ、２ｂ アーム部
３ａ、３ｂ、３ｃ リブ
４ａ、４ｂ ウエブ
５ａ、５ｂ、５ｃ ジョイント部
Ｓ１ 鋳造工程
Ｓ２ 均質化熱処理工程
Ｓ３ 加熱工程
Ｓ４ 鍛造工程
Ｓ５ 溶体化処理工程
Ｓ６ 焼入工程
Ｓ７ 人工時効処理工程

Claims (2)

1. Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下、
   Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下、
   Ｃｕ：０．４０質量％以下、
   Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下、
   Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下で含有し、かつ
   Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに
   Ｍｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有するとともに、
   水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、
   残部が不可避的不純物およびＡｌからなり、
   平均結晶粒径が５０μｍ以下、
   晶出物面積率が３％以下、
   平均晶出物サイズが８μｍ以下
   であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造材。
2. 請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造材を製造するための製造方法であって、
   加熱温度７１０〜８１０℃かつ鋳造速度２３０〜３３０ｍｍ／分で、
   Ｓｉ：０．４質量％以上１．５質量％以下、
   Ｆｅ：０．４質量％超え１．０質量％以下、
   Ｃｕ：０．４０質量％以下、
   Ｍｇ：０．８質量％以上１．３質量％以下、
   Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１質量％以下で含有し、かつ
   Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに
   Ｍｎ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上０．４質量％以下、およびＺｒ：０．０５質量％以上０．２質量％以下の群から選択される少なくとも一つを含有するとともに、
   水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、
   残部が不可避的不純物およびＡｌからなるアルミニウム合金の鋳塊を鋳造する鋳造工程と、
   前記鋳塊を４２０〜５６０℃で２．５〜８時間均質化熱処理する均質化熱処理工程と、
   前記均質化熱処理した鋳塊を４７０〜５４５℃で０．５時間以上加熱する加熱工程と、
   前記加熱した鋳塊を鍛造終了温度３３０℃以上、圧下率５０〜９５％で鍛造して所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、
   前記鍛造材を４８０〜５８０℃で０を超え２４時間以内で溶体化処理する溶体化処理工程と、
   前記溶体化処理した鍛造材を７５℃以下で焼入れする焼入工程と、
   前記焼入れした鍛造材を１６０〜２５０℃で０．５〜２０時間人工時効処理する人工時効処理工程と、
   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。

Images