JP5837026B2 - 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 - Google Patents
自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5837026B2 JP5837026B2 JP2013255380A JP2013255380A JP5837026B2 JP 5837026 B2 JP5837026 B2 JP 5837026B2 JP 2013255380 A JP2013255380 A JP 2013255380A JP 2013255380 A JP2013255380 A JP 2013255380A JP 5837026 B2 JP5837026 B2 JP 5837026B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- forging
- less
- aluminum alloy
- extrusion
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
- C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
- C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
Description
本発明は、自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法に関する。
自動車の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（自動車用アルミニウム合金鍛造材）に関する先行技術として、例えば特許文献１に記載の発明がある。この特許文献１に記載されている発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｍｇ：０．６〜１．８質量％、Ｓｉ：０．８〜１．８質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％を含み、Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１以上であり、更に、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１〜０．２質量％及びＺｒ：０．１〜０．２質量％の一種又は二種以上を含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる組成を有している。そして、前記組成のアルミニウム合金鍛造材は、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下、人工時効硬化処理後のアルミニウム合金鍛造材表面で測定した導電率が４１．０〜４２．５ ＩＡＣＳ％、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上としている。
しかしながら、前記したように、特許文献１に記載されているアルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力は３５０ＭＰａ以上と規定されているものの、実施例によれば最大で３７０ＭＰａ程度となっている。また、機械的特性として伸びは良好であるものの、引張強さが４００ＭＰａ未満となっている。
近年、自動車用アルミニウム合金鍛造材に対して更なる軽量化が求められており、これを実現するためには高強度化が必要であるが、特許文献１に記載の発明では、引張強さ、０．２％耐力、伸びを高い水準で備えさせること、すなわち高強度化を図ることができない状況にあった。
本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法を提供することを課題とする。
前記課題を解決した本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．７〜１．５質量％、Ｃｕ：０．１〜０．６質量％、Ｍｇ：０．６〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％を含有し、且つＦｅ：０．５質量％以下、Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有し、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなるとともに、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上、引張強さが４００ＭＰａ以上、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上であることを特徴とする。
このように、アルミニウム合金の組成を適切な範囲に制御し、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を所定値以上とすることにより、自動車用アルミニウム合金鍛造材の引張強さ、０．２％耐力、伸びを高い水準で備えさせることができる。つまり、自動車用アルミニウム合金鍛造材を高強度化することができる。
本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材においては、再結晶粒の存在している領域が、鍛造材表面から５ｍｍ以内の深さであるのが好ましい。
再結晶組織は強度が大きく低下しているため、再結晶粒の存在している領域をこのように規定することで製品自体の強度を維持することができる。
再結晶組織は強度が大きく低下しているため、再結晶粒の存在している領域をこのように規定することで製品自体の強度を維持することができる。
また、本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上、引張強さが４００ＭＰａ以上、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上である自動車用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、Ｓｉ：０．７〜１．５質量％、Ｃｕ：０．１〜０．６質量％、Ｍｇ：０．６〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％を含有し、且つＦｅ：０．５質量％以下、Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有し、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる合金組成を有するアルミニウム合金を溶解して鋳造した鋳塊を４５０〜５６０℃で３〜１２時間均質化熱処理し、３００℃以下まで０．５℃／分以上で冷却する均質化熱処理工程と、前記均質化熱処理した鋳塊を４５０〜５４０℃で加熱する第１加熱工程と、前記加熱した鋳塊を押出温度４５０〜５４０℃、押出比６〜２５、押出速度１〜１５ｍ／分で押出加工する押出工程と、前記押出加工された成形品を５００〜５６０℃で０．７５時間以上加熱する第２加熱工程と、前記加熱した成形品を鍛造開始温度４５０〜５６０℃、鍛造終了温度４２０℃以上、最大の相当塑性ひずみが３以下で所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、前記鍛造材を４８０〜５６０℃で２〜８時間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７０℃以下で焼入れする焼入工程と、前記焼入した鍛造材を１４０〜２００℃で３〜１２時間人工時効処理する人工時効処理工程と、をこの順に含むことを特徴とする。
このようにすると、アルミニウム合金の合金組成と製造条件が適切であるので、＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることができる。そのため、高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法においては、前記鍛造工程における最大の相当塑性ひずみを１．５以下とするのが好ましい。
このようにすると、製造条件がより適切になるので、より高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
このようにすると、製造条件がより適切になるので、より高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合金の組成を適切な範囲に制御し、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を所定値以上としたので、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上の高強度化を実現することができる。
本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、押出工程で＜１１１＞集合組織の面積比率を所定値以上とし、その後の製造工程でかかる金属組織を減少させないようにすることで、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上に高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法は、押出工程で＜１１１＞集合組織の面積比率を所定値以上とし、その後の製造工程でかかる金属組織を減少させないようにすることで、０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上に高強度化された自動車用アルミニウム合金鍛造材を製造することができる。
以下、適宜図面を参照して、本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法を実施するための形態（実施形態）について詳細に説明する。
［自動車用アルミニウム合金鍛造材］
本実施形態に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材１（以下、単に「鍛造材１」という。）は、押出加工と鍛造を行って製造される。かかる鍛造材１は、自動車の足回り部品に適用可能であり、図１に示すような平面視略Ｉ字型の形状や、図２に示すような平面視略Ｌ字型の形状とすることが多いが、形状はこれらに限定されず、適宜設定することができる。また、用途も自動車に限定されるものではなく、例えば、電車、自動二輪、航空機などの輸送機の足回り部品に適用可能である。更には、適用する物品も足回り部品に限定されず、足回り部品以外の構造材（構造品）に適用することも可能である。
本実施形態に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材１（以下、単に「鍛造材１」という。）は、押出加工と鍛造を行って製造される。かかる鍛造材１は、自動車の足回り部品に適用可能であり、図１に示すような平面視略Ｉ字型の形状や、図２に示すような平面視略Ｌ字型の形状とすることが多いが、形状はこれらに限定されず、適宜設定することができる。また、用途も自動車に限定されるものではなく、例えば、電車、自動二輪、航空機などの輸送機の足回り部品に適用可能である。更には、適用する物品も足回り部品に限定されず、足回り部品以外の構造材（構造品）に適用することも可能である。
本実施形態に係る鍛造材１の合金組成は、Ｓｉ：０．７〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．１〜０．６質量％、Ｍｇ：０．６〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％を含有し、且つＺｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有し、水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる。また、鍛造材１の金属組織（単に組織ということもある。）は、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上、機械的特性として、引張強さが４００ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上となっている。
はじめに、合金組成について説明する。
はじめに、合金組成について説明する。
（Ｓｉ：０．７〜１．５質量％）
Ｓｉは、人工時効処理により、ＭｇとともにＭｇ2Ｓｉ（β’相）として析出し、最終製品使用時の高強度（０．２％耐力）を付与するために必須の元素である。Ｓｉの含有量が０．７質量％未満であると人工時効処理で十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５質量％を超えると、鋳造時及び溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Ｓｉ粒子が晶出及び析出する。焼入れ時に固溶しないＳｉはＭｇ2Ｓｉ（β’相）となれないことから高強度化に寄与しないばかりか、かえって耐食性や靱性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は０．７〜１．５質量％とする。
Ｓｉは、人工時効処理により、ＭｇとともにＭｇ2Ｓｉ（β’相）として析出し、最終製品使用時の高強度（０．２％耐力）を付与するために必須の元素である。Ｓｉの含有量が０．７質量％未満であると人工時効処理で十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．５質量％を超えると、鋳造時及び溶体化処理後の焼き入れ途中で、粗大な単体Ｓｉ粒子が晶出及び析出する。焼入れ時に固溶しないＳｉはＭｇ2Ｓｉ（β’相）となれないことから高強度化に寄与しないばかりか、かえって耐食性や靱性を低下させる。従って、Ｓｉの含有量は０．７〜１．５質量％とする。
（Ｆｅ：０．５質量％以下）
Ｆｅは、不純物として含有される。Ｆｅは、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ）系晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、破壊靱性及び疲労特性などを低下させる。特に、Ｆｅの含有量が０．５質量％を超えると、これらの晶析出物が増加し、自動車の足回り部品などに要求される強度（例えば、伸び）及び破壊靭性を得ることができない。なお、破壊靱性は伸びと相関があり、疲労強度は引張強さと相関があるので、靭性と疲労強度を向上させることは伸びと引張強さの向上につながる。
従って、Ｆｅの含有量は０．５質量％以下に規制する。Ｆｅの含有量は、より好ましくは０．３質量％以下である。
Ｆｅは、不純物として含有される。Ｆｅは、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ）系晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、破壊靱性及び疲労特性などを低下させる。特に、Ｆｅの含有量が０．５質量％を超えると、これらの晶析出物が増加し、自動車の足回り部品などに要求される強度（例えば、伸び）及び破壊靭性を得ることができない。なお、破壊靱性は伸びと相関があり、疲労強度は引張強さと相関があるので、靭性と疲労強度を向上させることは伸びと引張強さの向上につながる。
従って、Ｆｅの含有量は０．５質量％以下に規制する。Ｆｅの含有量は、より好ましくは０．３質量％以下である。
（Ｃｕ：０．１〜０．６質量％）
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、人工時効処理に際して、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０．１質量％未満では、これらの効果が期待できず、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。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質量％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が０．６質量％を超えると、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、耐食性や耐久性を低下させる。さらには、高強度となりすぎるため、伸びが大きく低下してしまう。
従って、Ｃｕの含有量は０．１〜０．６質量％とする。
Ｃｕは、固溶強化にて強度の向上に寄与する他、人工時効処理に際して、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０．１質量％未満では、これらの効果が期待できず、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。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質量％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が０．６質量％を超えると、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、耐食性や耐久性を低下させる。さらには、高強度となりすぎるため、伸びが大きく低下してしまう。
従って、Ｃｕの含有量は０．１〜０．６質量％とする。
（Ｍｇ：０．６〜１．２質量％）
Ｍｇは、人工時効処理により、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉ（β’相）として析出し、最終製品使用時の高強度（０．２％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％未満であると時効硬化量が低下し、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。一方、Ｍｇの含有量が１．２質量％を超えると、強度（０．２％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Ｍｇ2Ｓｉが析出し易く、焼入遅れが発生し易くなるため高強度が得難くなる。また、Ｍｇ2Ｓｉ系の粗大な晶出物を形成しやすくなるため、伸びも低下しやすくなる。
従って、Ｍｇの含有量は０．６〜１．２質量％とする。
Ｍｇは、人工時効処理により、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉ（β’相）として析出し、最終製品使用時の高強度（０．２％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％未満であると時効硬化量が低下し、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。一方、Ｍｇの含有量が１．２質量％を超えると、強度（０．２％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Ｍｇ2Ｓｉが析出し易く、焼入遅れが発生し易くなるため高強度が得難くなる。また、Ｍｇ2Ｓｉ系の粗大な晶出物を形成しやすくなるため、伸びも低下しやすくなる。
従って、Ｍｇの含有量は０．６〜１．２質量％とする。
（Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％）
Ｔｉは、微細なＡｌ3ＴｉやＴｉＢ2といった形で結晶粒の核となることで、結晶粒を微細化させて強度を向上させる。Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満では微細化効果が十分に得られず、十分な強度（例えば、引張強さ）が得られない。一方、Ｔｉの含有量が０．１質量％を超えると粗大なＡｌ3Ｔｉ等の晶出物を形成するため、強度（例えば、伸び）を十分に得ることができない。
従って、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．１質量％とする。
Ｔｉは、微細なＡｌ3ＴｉやＴｉＢ2といった形で結晶粒の核となることで、結晶粒を微細化させて強度を向上させる。Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満では微細化効果が十分に得られず、十分な強度（例えば、引張強さ）が得られない。一方、Ｔｉの含有量が０．１質量％を超えると粗大なＡｌ3Ｔｉ等の晶出物を形成するため、強度（例えば、伸び）を十分に得ることができない。
従って、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．１質量％とする。
（Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％）
Ｍｎは、均質化熱処理時及びその後の熱間鍛造時に分散粒子（分散相）となるＡｌ6Ｍｎを生成する。かかる分散粒子は、粒界移動を妨げる効果があるので、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。そのため、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が大きく、破壊靱性や疲労特性などを向上させることができる。一方、Ｍｎの含有量が０．２５質量％未満であると、そのような効果が期待できず、再結晶し易くなる。なお、再結晶化が進むと、＜１１１＞集合組織以外の集合組織が形成され易くなる。そのため、押出方向（ＥＤ）と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。このようになると、集合組織が適切でなくなるために、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。なお、再結晶組織は、例えば、塩化第II銅でエッチングすることで観察できるマクロ組織から求めることができる。＜１１１＞集合組織の面積比率については後述する。他方、Ｍｎの含有量が１．０質量％を超えると、粗大なＡｌ6Ｍｎ等の粗大な晶出物を形成するので、強度（例えば、伸び）が低下する。
従って、Ｍｎの含有量は０．２５〜１．０質量％とする。
Ｍｎは、均質化熱処理時及びその後の熱間鍛造時に分散粒子（分散相）となるＡｌ6Ｍｎを生成する。かかる分散粒子は、粒界移動を妨げる効果があるので、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。そのため、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が大きく、破壊靱性や疲労特性などを向上させることができる。一方、Ｍｎの含有量が０．２５質量％未満であると、そのような効果が期待できず、再結晶し易くなる。なお、再結晶化が進むと、＜１１１＞集合組織以外の集合組織が形成され易くなる。そのため、押出方向（ＥＤ）と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。このようになると、集合組織が適切でなくなるために、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。なお、再結晶組織は、例えば、塩化第II銅でエッチングすることで観察できるマクロ組織から求めることができる。＜１１１＞集合組織の面積比率については後述する。他方、Ｍｎの含有量が１．０質量％を超えると、粗大なＡｌ6Ｍｎ等の粗大な晶出物を形成するので、強度（例えば、伸び）が低下する。
従って、Ｍｎの含有量は０．２５〜１．０質量％とする。
（Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制）
Ｚｎは、人工時効処理においてＭｇＺｎ2を微細かつ高密度に析出させて高強度を実現させる。一方、Ｚｎの含有量が０．０５質量％を超えて含有されると、Ｍｇ2Ｓｉとして強度に寄与するＭｇ量が減少してしまうため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。また、ＭｇＺｎ2は、Ｍｇ２Ｓｉを析出させるような人工時効処理条件では粗大となり、強度向上に寄与することができなくなる。
従って、Ｚｎの含有量は０．０５質量％以下に規制する。
なお、Ｚｎは、スクラップ等の原料から、比較的容易に溶湯中に取り込まれる。従って、Ｚｎの含有量を０．０５質量％以下に抑えるためには、低品位のスクラップの使用量を低減するとよい。
Ｚｎは、人工時効処理においてＭｇＺｎ2を微細かつ高密度に析出させて高強度を実現させる。一方、Ｚｎの含有量が０．０５質量％を超えて含有されると、Ｍｇ2Ｓｉとして強度に寄与するＭｇ量が減少してしまうため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。また、ＭｇＺｎ2は、Ｍｇ２Ｓｉを析出させるような人工時効処理条件では粗大となり、強度向上に寄与することができなくなる。
従って、Ｚｎの含有量は０．０５質量％以下に規制する。
なお、Ｚｎは、スクラップ等の原料から、比較的容易に溶湯中に取り込まれる。従って、Ｚｎの含有量を０．０５質量％以下に抑えるためには、低品位のスクラップの使用量を低減するとよい。
（Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有）
Ｃｒ及びＺｒは、均質化熱処理時及びその後の熱間鍛造時にＡｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系などの分散粒子（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ので、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。そのため、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が大きい。中でもＺｒは数十から数百オングストロームのサイズのＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｃｒ系の分散粒子よりも更に微細なＡｌ−Ｚｒ系の分散粒子を析出させる。そのため、Ｚｒは、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が更に大きく、破壊靱性や疲労特性などを向上させることができる。これらの効果は、Ｃｒ及びＺｒのいずれか一方又は両方をそれぞれ所定の数値範囲で含有することにより得ることができる。Ｃｒ及びＺｒのいずれもが前記した数値範囲の下限値未満となると、これらの効果が期待できない。そのため、再結晶化が進み易くなる。従って、この場合も、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。他方、Ｃｒ及びＺｒのうちのいずれか一方でも前記した数値範囲の上限値を超えた場合、Ａｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系などの粗大な晶出物を形成する。粗大な晶出物は脆性で破壊の起点になり易く、靱性が低下してしまう。そのため、十分な強度（例えば、引張強さ、伸び）が得られ難くなる。
従って、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有することとする。
Ｃｒ及びＺｒは、均質化熱処理時及びその後の熱間鍛造時にＡｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系などの分散粒子（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ので、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。そのため、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が大きい。中でもＺｒは数十から数百オングストロームのサイズのＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｃｒ系の分散粒子よりも更に微細なＡｌ−Ｚｒ系の分散粒子を析出させる。そのため、Ｚｒは、結晶粒界や亜結晶粒界の移動を阻止し、結晶粒を微細化したり、亜結晶粒化したりする効果が更に大きく、破壊靱性や疲労特性などを向上させることができる。これらの効果は、Ｃｒ及びＺｒのいずれか一方又は両方をそれぞれ所定の数値範囲で含有することにより得ることができる。Ｃｒ及びＺｒのいずれもが前記した数値範囲の下限値未満となると、これらの効果が期待できない。そのため、再結晶化が進み易くなる。従って、この場合も、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。他方、Ｃｒ及びＺｒのうちのいずれか一方でも前記した数値範囲の上限値を超えた場合、Ａｌ12Ｍｇ2Ｃｒ、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系などの粗大な晶出物を形成する。粗大な晶出物は脆性で破壊の起点になり易く、靱性が低下してしまう。そのため、十分な強度（例えば、引張強さ、伸び）が得られ難くなる。
従って、Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有することとする。
（水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制）
水素（Ｈ2）は、水素ガスの気泡が最終製品の靭性や疲労特性を著しく低下させる。また、高強度化した鍛造材の特性を低下させる。
従って、ランズレー式ガス分析装置で測定したときに１００ｇのＡｌ合金中に含有される水素量は０．２５ｍｌ以下（「０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下」と表記する。）となるように規制する。
なお、水素は、アルミニウム合金の溶解時に大気より溶湯に取り込まれる。そのため、水素量は、例えば、アルミニウム溶湯へアルゴンガス、窒素ガス等の不活性ガスを吹き込み、気泡に水素ガスを拡散させて除去する脱ガス処理を行うことによって制御することができる。
水素（Ｈ2）は、水素ガスの気泡が最終製品の靭性や疲労特性を著しく低下させる。また、高強度化した鍛造材の特性を低下させる。
従って、ランズレー式ガス分析装置で測定したときに１００ｇのＡｌ合金中に含有される水素量は０．２５ｍｌ以下（「０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下」と表記する。）となるように規制する。
なお、水素は、アルミニウム合金の溶解時に大気より溶湯に取り込まれる。そのため、水素量は、例えば、アルミニウム溶湯へアルゴンガス、窒素ガス等の不活性ガスを吹き込み、気泡に水素ガスを拡散させて除去する脱ガス処理を行うことによって制御することができる。
（残部が不可避的不純物及びＡｌ）
残部は不可避的不純物及びＡｌである。不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｎａ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｄ、Ｐｂなどが挙げられる。これらの不可避的不純物は、各々が０．０５質量％以下、総計で０．１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しないので、この程度の含有量であれば許容される。
残部は不可避的不純物及びＡｌである。不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｎａ、Ｎｉ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｄ、Ｐｂなどが挙げられる。これらの不可避的不純物は、各々が０．０５質量％以下、総計で０．１５質量％以下であれば本発明の効果を阻害しないので、この程度の含有量であれば許容される。
（押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上）
押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率はＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Scanning Electron Microscope - Electron Backscatter Diffraction Pattern（後方散乱電子線回折像））装置で求めることができる。
なお、集合組織とは、その合金の優先する面や方向を示すものであり、強度を支配する一つの因子でもある。本発明者らの検討により、＜１１１＞集合組織は主に押出工程において形成される集積方位の一つであり、押出で形成され易い他の集積方位より高強度となることがわかった。つまり、後述するように、特定の条件の押出工程によってこの＜１１１＞集合組織を発達させることができ、これにより高強度を得ることができる。そして、鍛造後は、再結晶による結晶粒の粗大化を抑制し、＜１１１＞集合組織を減少させないように各処理を行うことで、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることができる。押出工程や鍛造工程以降の工程に関する説明は後述する。押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％未満であると、集合組織が適切でなくなるため、高強度を実現するのは困難となる。＜１１１＞集合組織の面積比率は後記実施例の項目で記載したようにして求めるのが好ましい。
押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率はＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Scanning Electron Microscope - Electron Backscatter Diffraction Pattern（後方散乱電子線回折像））装置で求めることができる。
なお、集合組織とは、その合金の優先する面や方向を示すものであり、強度を支配する一つの因子でもある。本発明者らの検討により、＜１１１＞集合組織は主に押出工程において形成される集積方位の一つであり、押出で形成され易い他の集積方位より高強度となることがわかった。つまり、後述するように、特定の条件の押出工程によってこの＜１１１＞集合組織を発達させることができ、これにより高強度を得ることができる。そして、鍛造後は、再結晶による結晶粒の粗大化を抑制し、＜１１１＞集合組織を減少させないように各処理を行うことで、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることができる。押出工程や鍛造工程以降の工程に関する説明は後述する。押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％未満であると、集合組織が適切でなくなるため、高強度を実現するのは困難となる。＜１１１＞集合組織の面積比率は後記実施例の項目で記載したようにして求めるのが好ましい。
（引張強さが４００ＭＰａ以上）
（伸びが１０．０％以上）
本実施形態に係る鍛造材１は、＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることで本来強度がでない化学組成でも高強度化を図っている。かかる高強度化は、引張強さを４００ＭＰａ以上、伸びを１０．０％以上とすることでより確実に成すことができる。引張強さが４００ＭＰａ未満であったり、伸びが１０．０％未満であったりすると、近年要求される高い水準で高強度化できない場合がある。
従って、引張強さは４００ＭＰａ以上、伸びは１０．０％以上とする。
なお、これらに０．２％耐力を加えて機械的特性と呼ばれている。鍛造材１における０．２％耐力は３８０ＭＰａ以上、より好ましくは４００ＭＰａ以上である。０．２％耐力をこのようにすれば、鍛造材１をより確実に高強度化させることができる。
（伸びが１０．０％以上）
本実施形態に係る鍛造材１は、＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることで本来強度がでない化学組成でも高強度化を図っている。かかる高強度化は、引張強さを４００ＭＰａ以上、伸びを１０．０％以上とすることでより確実に成すことができる。引張強さが４００ＭＰａ未満であったり、伸びが１０．０％未満であったりすると、近年要求される高い水準で高強度化できない場合がある。
従って、引張強さは４００ＭＰａ以上、伸びは１０．０％以上とする。
なお、これらに０．２％耐力を加えて機械的特性と呼ばれている。鍛造材１における０．２％耐力は３８０ＭＰａ以上、より好ましくは４００ＭＰａ以上である。０．２％耐力をこのようにすれば、鍛造材１をより確実に高強度化させることができる。
（再結晶粒の存在している領域：鍛造材表面から５ｍｍ以内の深さ）
なお、本実施形態に係る鍛造材１は、再結晶粒の存在している領域（再結晶深さ）が、鍛造材表面から５ｍｍ以内の深さであるのが好ましい。このようにすると、製品強度の低下のみならず、応力腐食割れや疲労で発生した割れの進展を抑えることができ、製品の信頼性を向上することができる。一方、かかる領域が鍛造材表面から５ｍｍを超える深さであると、製品強度の低下のみならず、応力腐食割れや疲労で発生した亀裂が容易に進展するため製品としての信頼性が大きく低下するおそれがある。再結晶深さは後記実施例の項目で記載したようにして求めるのが好ましい。
なお、本実施形態に係る鍛造材１は、再結晶粒の存在している領域（再結晶深さ）が、鍛造材表面から５ｍｍ以内の深さであるのが好ましい。このようにすると、製品強度の低下のみならず、応力腐食割れや疲労で発生した割れの進展を抑えることができ、製品の信頼性を向上することができる。一方、かかる領域が鍛造材表面から５ｍｍを超える深さであると、製品強度の低下のみならず、応力腐食割れや疲労で発生した亀裂が容易に進展するため製品としての信頼性が大きく低下するおそれがある。再結晶深さは後記実施例の項目で記載したようにして求めるのが好ましい。
以上に説明した本実施形態に係る鍛造材１によれば、合金組成と金属組織が適切であるので、例えば、０．２％耐力を３８０ＭＰａ以上、条件によっては４００ＭＰａ以上に高強度化することができる。また、要件として規定しているように、引張強さを４００ＭＰａ以上、伸びを１０．０％以上に高強度化することができる。
［自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法］
次に、図３を参照して、本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法（単に製造方法ということもある。）の一実施形態について説明する。
図３に示すように、本実施形態に係る製造方法は、均質化熱処理工程Ｓ１と、第１加熱工程Ｓ２と、押出工程Ｓ３と、第２加熱工程Ｓ４と、鍛造工程Ｓ７と、溶体化処理工程Ｓ８と、焼入工程Ｓ９と、人工時効処理工程Ｓ１０と、をこの順に含んでなる。以下、これらの工程について説明する。
なお、各工程で用いられる加熱炉等の各種装置・設備は、鍛造材を製造するために用いられる一般的な装置を用いればよい。
次に、図３を参照して、本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法（単に製造方法ということもある。）の一実施形態について説明する。
図３に示すように、本実施形態に係る製造方法は、均質化熱処理工程Ｓ１と、第１加熱工程Ｓ２と、押出工程Ｓ３と、第２加熱工程Ｓ４と、鍛造工程Ｓ７と、溶体化処理工程Ｓ８と、焼入工程Ｓ９と、人工時効処理工程Ｓ１０と、をこの順に含んでなる。以下、これらの工程について説明する。
なお、各工程で用いられる加熱炉等の各種装置・設備は、鍛造材を製造するために用いられる一般的な装置を用いればよい。
また、均質化熱処理工程Ｓ１にて均質化熱処理を行う鋳塊は、通常行われる一般的な条件で鋳造したものであればよく、例えば次のような条件の鋳造工程（図示せず）で鋳造することができる。
（鋳造工程）
鋳造工程では、例えば、鋳造温度７００〜７８０℃で前記した合金組成を有するアルミニウム合金を溶解することにより、前記した鋳塊を鋳造することができる。なお、かかる合金組成については既に詳述しているのでここでの説明は省略する。
鋳造温度が７００℃未満であると、鋳型の前で凝固しやすくなるため鋳塊を鋳造できないおそれがある。また、鋳造温度が７８０℃を超えると、鋳型内での凝固に時間がかかりすぎるため鋳塊を鋳造できないおそれがある。なお、かかる鋳造工程では、鋳塊を鋳造することができればよく、前記した鋳造温度に限定されるものではない。すなわち、鋳造温度を７００℃未満としてもよいし、７８０℃超としてもよい。
鋳造工程では、例えば、鋳造温度７００〜７８０℃で前記した合金組成を有するアルミニウム合金を溶解することにより、前記した鋳塊を鋳造することができる。なお、かかる合金組成については既に詳述しているのでここでの説明は省略する。
鋳造温度が７００℃未満であると、鋳型の前で凝固しやすくなるため鋳塊を鋳造できないおそれがある。また、鋳造温度が７８０℃を超えると、鋳型内での凝固に時間がかかりすぎるため鋳塊を鋳造できないおそれがある。なお、かかる鋳造工程では、鋳塊を鋳造することができればよく、前記した鋳造温度に限定されるものではない。すなわち、鋳造温度を７００℃未満としてもよいし、７８０℃超としてもよい。
（均質化熱処理工程Ｓ１）
均質化熱処理工程Ｓ１は、鋳塊を４５０〜５６０℃で３〜１２時間均質化熱処理し、３００℃以下まで０．５℃／分以上で冷却する工程である。均質化熱処理温度が４５０℃未満であると、均質化熱処理が十分行われないので、Ｓｉ、Ｍｇ等が十分固溶せず、晶出物の微細化も不十分となる。そのため、強度（例えば、引張強さ、伸び）がでないおそれがある。また、均質化熱処理温度が５６０℃を超えると、分散粒子が粗大化して密度が低下するため再結晶が生じ易くなる。そのため、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。
均質化熱処理工程Ｓ１は、鋳塊を４５０〜５６０℃で３〜１２時間均質化熱処理し、３００℃以下まで０．５℃／分以上で冷却する工程である。均質化熱処理温度が４５０℃未満であると、均質化熱処理が十分行われないので、Ｓｉ、Ｍｇ等が十分固溶せず、晶出物の微細化も不十分となる。そのため、強度（例えば、引張強さ、伸び）がでないおそれがある。また、均質化熱処理温度が５６０℃を超えると、分散粒子が粗大化して密度が低下するため再結晶が生じ易くなる。そのため、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。
そして、均質化熱処理時間が３時間未満であると、Ｓｉ、Ｍｇ等が十分固溶せず、晶出物の微細化も不十分となるため、強度（例えば、引張強さ、伸び）が得られ難くなる。その一方、１２時間を超えて均質化熱処理を行っても効果は飽和し、コストが嵩むため好ましくない。また、３００℃までの冷却速度が０．５℃／分未満であると、冷却途中においても分散粒子の粗大化が進むので再結晶し易くなってしまい、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。
（第１加熱工程Ｓ２）
第１加熱工程Ｓ２は、均質化熱処理した鋳塊を４５０〜５４０℃で加熱する工程である。この加熱処理は加工性の向上と再結晶を抑制する目的で行われる。加熱温度が４５０℃未満であると、再結晶が生じ易くなるので、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。一方、加熱温度が５４０℃を超えると、バーニングが生じて空隙ができやすくなるので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
第１加熱工程Ｓ２は、均質化熱処理した鋳塊を４５０〜５４０℃で加熱する工程である。この加熱処理は加工性の向上と再結晶を抑制する目的で行われる。加熱温度が４５０℃未満であると、再結晶が生じ易くなるので、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。一方、加熱温度が５４０℃を超えると、バーニングが生じて空隙ができやすくなるので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
（押出工程Ｓ３）
押出工程Ｓ３は、加熱した鋳塊を押出温度４５０〜５４０℃、押出比６〜２５、押出速度１〜１５ｍ／分で押出加工する工程である。かかる条件で押出工程Ｓ３を行うことにより、＜１１１＞集合組織を発達させることができ、これによって高強度を得ることが可能となるため、本実施形態に係る製造方法において最も重要な工程といえる。なお、前記した押出比は、（加工前の断面積／加工後の断面積）の比で算出することができ、押出加工前後の成形品の断面形状の変化率を意味している。すなわち、押出加工の加工方向とは直角方向における押出加工前後の成形品の断面積を測定し、押出加工前の断面積を押出加工後の断面積で除したときの比率である。本実施形態では、この工程で発達させた＜１１１＞集合組織を低減させないよう、これ以降の工程、特に、鍛造後の加工度を比較的緩やかな条件で行うようにすることが肝要である。
押出工程Ｓ３は、加熱した鋳塊を押出温度４５０〜５４０℃、押出比６〜２５、押出速度１〜１５ｍ／分で押出加工する工程である。かかる条件で押出工程Ｓ３を行うことにより、＜１１１＞集合組織を発達させることができ、これによって高強度を得ることが可能となるため、本実施形態に係る製造方法において最も重要な工程といえる。なお、前記した押出比は、（加工前の断面積／加工後の断面積）の比で算出することができ、押出加工前後の成形品の断面形状の変化率を意味している。すなわち、押出加工の加工方向とは直角方向における押出加工前後の成形品の断面積を測定し、押出加工前の断面積を押出加工後の断面積で除したときの比率である。本実施形態では、この工程で発達させた＜１１１＞集合組織を低減させないよう、これ以降の工程、特に、鍛造後の加工度を比較的緩やかな条件で行うようにすることが肝要である。
押出温度が４５０℃未満であると再結晶し易くなる。そのため、＜１１１＞集合組織を発達させることができないばかりか、再結晶が生じ易くなり、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。他方、押出温度が５４０℃を超えると、金型表面との摩擦が大きくなってせん断変形が入る。そのため、押出加工により大きな割れが生じる。
また、押出比が６未満であると、加工組織とならない部位が出てくるので、＜１１１＞集合組織を発達させることができず、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることができない。つまり、適切な集合組織とすることができないので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）を得ることができない。他方、押出比が２５を超えると、加工度が高すぎるので再結晶し易くなる。そのため、＜１１１＞集合組織を発達させることができないばかりか、再結晶が生じ易くなるので、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。つまり、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
押出速度が１ｍ／分よりも遅いと、押出される前に材料が放冷されてしまう。そのため、＜１１１＞集合組織を発達させることができず、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上とすることができない。つまり、適切な集合組織とすることができないので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）を得ることができない。他方、押出速度が１５ｍ／分を超えると、加工発熱で溶融するおそれがある。また、溶融に至らずとも、加工発熱の影響で＜１１１＞集合組織を発達させることができず、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
図４に示すように、本実施形態によらない押出条件（図４において「悪い押出条件」及び一点鎖線で表示）で押出加工された成形品は、この後に行う工程で鍛造等されるや否や０．２％耐力値が急激に減少する。また、押出工程を行わない（図４において「押出工程無し」及び破線で表示）で成形された成形品は、鍛造等されると加工度が高くなるにつれて緩やかに０．２％耐力値が向上するものの、所定の０．２％耐力値に達する前にその０．２％耐力値は緩やかに下落する。なお、加工度には、鍛造時の最大の相当塑性ひずみのほか、鍛造時、溶体化処理時、焼入時及び人工時効処理時の温度や時間等も含まれる。
これに対し、本実施形態で説明した押出条件（図４において「良い押出条件」及び実線で表示）で押出加工された成形品は、この後に行う工程で鍛造等されても所定の０．２％耐力値（例えば、０．２％耐力が３８０ＭＰａ）以上を比較的高い加工度まで維持することができる。これは、言い換えれば、本実施形態で説明した押出条件で押出加工された成形品は、所定の０．２％耐力値以上を維持できる比較的緩やかな条件（低い加工度）で鍛造後の加工を行うようにすると、高強度化された鍛造材１を提供することができるということである。
（第２加熱工程Ｓ４）
第２加熱工程Ｓ４は、押出加工された成形品を５００〜５６０℃で０．７５時間以上加熱する工程である。この加熱処理は鍛造時の変形抵抗を下げるのと、再結晶を抑制する目的で行われる。加熱温度が５００℃未満であると再結晶を生じ易くなる。従って、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、低融点の金属間化合物が溶融するバーニングが生じ易くなるので、バーニングした部分が空隙となって強度が低下する。また、加熱温度が５６０℃を超えると、均質化熱処理で形成された分散粒子が粗大化して密度が低下するため再結晶が生じ易くなる。そのため、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。そして、加熱時間が０．７５時間未満であると、加熱時間が不十分であるため素材内部まで温度が十分上がらず再結晶し易くなる。そのため、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
第２加熱工程Ｓ４は、押出加工された成形品を５００〜５６０℃で０．７５時間以上加熱する工程である。この加熱処理は鍛造時の変形抵抗を下げるのと、再結晶を抑制する目的で行われる。加熱温度が５００℃未満であると再結晶を生じ易くなる。従って、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。一方、加熱温度が５６０℃を超えると、低融点の金属間化合物が溶融するバーニングが生じ易くなるので、バーニングした部分が空隙となって強度が低下する。また、加熱温度が５６０℃を超えると、均質化熱処理で形成された分散粒子が粗大化して密度が低下するため再結晶が生じ易くなる。そのため、前記と同様、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。そして、加熱時間が０．７５時間未満であると、加熱時間が不十分であるため素材内部まで温度が十分上がらず再結晶し易くなる。そのため、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
（鍛造工程Ｓ７）
鍛造工程Ｓ７は、加熱した成形品を鍛造開始温度４５０〜５６０℃、鍛造終了温度４２０℃以上、最大の相当塑性ひずみが３以下で所定の形状の鍛造材を得る工程である。鍛造開始温度が４５０℃未満である場合は、鍛造終了温度も４２０℃未満となる。鍛造開始温度と鍛造終了温度が当該下限値未満となると再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。鍛造開始温度が５６０℃を超えると、低融点の金属間化合物が溶融するバーニングが生じ易くなる上、結晶粒界が脆化するため鍛造で大きな割れが生じ易くなる。そして、最大の相当塑性ひずみが３を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。なお、最大の相当塑性ひずみとは、加工における相当塑性ひずみは場所によって値が異なることが多いが、本発明においてはその中でも最も高い部位の値をいう。この最大の相当塑性ひずみεは、一軸方向に圧縮する前の試験材の寸法をＬ0とし、一軸方向に圧縮した後の試験材の寸法をＬとした場合、ε＝｜ｌｎ（Ｌ／Ｌ0）｜で算出できる（なお、「ｌｎ」は自然対数を表す）。最大の相当塑性ひずみを３以下にすると、例えば、０．２％耐力を３８０ＭＰａ以上とすることができる。特に、この最大の相当塑性ひずみを１．５以下にすると、より高強度化することができ、例えば、０．２％耐力を４００ＭＰａ以上とすることができる。
鍛造工程Ｓ７は、加熱した成形品を鍛造開始温度４５０〜５６０℃、鍛造終了温度４２０℃以上、最大の相当塑性ひずみが３以下で所定の形状の鍛造材を得る工程である。鍛造開始温度が４５０℃未満である場合は、鍛造終了温度も４２０℃未満となる。鍛造開始温度と鍛造終了温度が当該下限値未満となると再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。鍛造開始温度が５６０℃を超えると、低融点の金属間化合物が溶融するバーニングが生じ易くなる上、結晶粒界が脆化するため鍛造で大きな割れが生じ易くなる。そして、最大の相当塑性ひずみが３を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。なお、最大の相当塑性ひずみとは、加工における相当塑性ひずみは場所によって値が異なることが多いが、本発明においてはその中でも最も高い部位の値をいう。この最大の相当塑性ひずみεは、一軸方向に圧縮する前の試験材の寸法をＬ0とし、一軸方向に圧縮した後の試験材の寸法をＬとした場合、ε＝｜ｌｎ（Ｌ／Ｌ0）｜で算出できる（なお、「ｌｎ」は自然対数を表す）。最大の相当塑性ひずみを３以下にすると、例えば、０．２％耐力を３８０ＭＰａ以上とすることができる。特に、この最大の相当塑性ひずみを１．５以下にすると、より高強度化することができ、例えば、０．２％耐力を４００ＭＰａ以上とすることができる。
（溶体化処理工程Ｓ８）
溶体化処理工程Ｓ８は、鍛造材を４８０〜５６０℃で２〜８時間溶体化処理する工程である。溶体化処理温度が４８０℃未満であったり、溶体化処理時間が２時間未満であったりすると、溶体化処理が十分に行われないので、十分な強度（例えば、引張強さ、伸び）が得られない。また、溶体化処理温度が５６０℃を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。更に、溶体化処理時間が８時間を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、前記同様、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ）が得られない。
溶体化処理工程Ｓ８は、鍛造材を４８０〜５６０℃で２〜８時間溶体化処理する工程である。溶体化処理温度が４８０℃未満であったり、溶体化処理時間が２時間未満であったりすると、溶体化処理が十分に行われないので、十分な強度（例えば、引張強さ、伸び）が得られない。また、溶体化処理温度が５６０℃を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られ難くなる。更に、溶体化処理時間が８時間を超えた場合も再結晶を生じ易くなる。そのため、再結晶化が進み、前記同様、この場合も押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を６０％以上に維持し難くなる。その結果、集合組織が適切でなくなるため、十分な強度（例えば、引張強さ）が得られない。
（焼入工程Ｓ９）
焼入工程Ｓ９は、溶体化処理した鍛造材を７０℃以下で焼入れする工程である。焼入温度が７０℃を超えると、焼入が十分に行われないので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
焼入工程Ｓ９は、溶体化処理した鍛造材を７０℃以下で焼入れする工程である。焼入温度が７０℃を超えると、焼入が十分に行われないので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
（人工時効処理工程Ｓ１０）
人工時効処理工程Ｓ１０は、焼入した鍛造材を１４０〜２００℃で３〜１２時間人工時効処理する工程である。人工時効処理温度が１４０℃未満であったり、人工時効処理時間が３時間未満であったりすると、人工時効処理が十分行われず、亜時効となり、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。また、人工時効処理温度が２００℃を超えたり、人工時効処理時間が１２時間を超えたりすると、過時効となり、軟化してしまうので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
人工時効処理工程Ｓ１０は、焼入した鍛造材を１４０〜２００℃で３〜１２時間人工時効処理する工程である。人工時効処理温度が１４０℃未満であったり、人工時効処理時間が３時間未満であったりすると、人工時効処理が十分行われず、亜時効となり、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。また、人工時効処理温度が２００℃を超えたり、人工時効処理時間が１２時間を超えたりすると、過時効となり、軟化してしまうので、十分な強度（例えば、引張強さ、０．２％耐力）が得られない。
本実施形態に係る製造方法は以上に説明した各工程を含み、この順に行うことで高強度化された鍛造材１を製造することができるが、本発明所望の効果を奏することができれば前記した以外の工程を追加することもできる。そのような工程としては、例えば、図３に示すように、プリフォーム工程Ｓ５と再加熱工程Ｓ６が挙げられる。プリフォーム工程Ｓ５と再加熱工程Ｓ６は、第２加熱工程Ｓ４と鍛造工程Ｓ７の間にこの順で追加するのが好ましい。また、鍛造時の加工度が局部的に大きくなり過ぎる場合は、該当する押出棒の部位を、ピーリング、切削等により押出棒の断面積を事前に小さくすることも可能である。
（プリフォーム工程Ｓ５）
プリフォーム工程Ｓ５は、鍛造工程Ｓ７による仕上げ鍛造を行う前に予備成形（プリフォーム）する工程である。プリフォーム時の温度は、鍛造工程Ｓ７で成形品の鍛造を開始する温度（鍛造開始温度）である４５０〜５６０℃などとすることができる。
プリフォーム工程Ｓ５は、鍛造工程Ｓ７による仕上げ鍛造を行う前に予備成形（プリフォーム）する工程である。プリフォーム時の温度は、鍛造工程Ｓ７で成形品の鍛造を開始する温度（鍛造開始温度）である４５０〜５６０℃などとすることができる。
（再加熱工程Ｓ６）
再加熱工程Ｓ６は、プリフォームして温度の下がってしまった成形品を鍛造工程Ｓ７による仕上げ鍛造を行うのに適した温度に再加熱する工程である。従って、再加熱温度は、鍛造工程Ｓ７の鍛造開始温度と同様、４５０〜５６０℃とするのが好ましい。ただし、プリフォーム工程Ｓ５を行った成形品の温度低下が小さい場合、具体的には、プリフォーム工程Ｓ５を行った成形品の温度が４５０℃よりも低くならない場合、当該再加熱工程Ｓ６は実施しなくてもよい。
再加熱工程Ｓ６は、プリフォームして温度の下がってしまった成形品を鍛造工程Ｓ７による仕上げ鍛造を行うのに適した温度に再加熱する工程である。従って、再加熱温度は、鍛造工程Ｓ７の鍛造開始温度と同様、４５０〜５６０℃とするのが好ましい。ただし、プリフォーム工程Ｓ５を行った成形品の温度低下が小さい場合、具体的には、プリフォーム工程Ｓ５を行った成形品の温度が４５０℃よりも低くならない場合、当該再加熱工程Ｓ６は実施しなくてもよい。
次に、本発明所望の効果を奏する実施例と、そうでない比較例により本発明の内容についてより具体的に説明する。
〔１〕合金組成の検討
まず、鋳造温度７００℃で表１のＮｏ．１〜３２に示した合金組成となるようにアルミニウム合金を溶解し、鋳塊を鋳造した。なお、表１中において下線が付されている数値は本発明の要件を満たしていないことを意味している。また、表１中の「Ｈ2」は、ランズレー式ガス分析装置で測定したときに１００ｇのＡｌ合金中に含有される水素量（ｍｌ／１００ｇＡｌ）を示している。不可避的不純物として含まれる元素はいずれも０．０５質量％以下であり、その総計は０．１５質量％以下である。
次いで、かかる鋳塊を４８０℃で５時間均質化熱処理し、３００℃以下まで１℃／分で冷却して均質化熱処理を行った。
次いで、この均質化熱処理した鋳塊を５００℃に加熱し、更に、当該加熱した鋳塊を押出温度４９０℃、押出比１２、押出速度４ｍ／分で押出加工した。これに続けて、押出加工された成形品を５２０℃で１．５時間加熱し、更に、当該加熱した成形品を鍛造開始温度５１０℃、鍛造終了温度４２０℃、最大の相当塑性ひずみが１．５という条件でＩ型形状の鍛造材を得た。
そして、この鍛造材を５４０℃で４時間溶体化処理し、次いで当該溶体化処理した鍛造材を５０℃で焼入れした。最後に、当該焼入した鍛造材を１７５℃で８時間人工時効処理し、完成品としてのＮｏ．１〜３２に係るそれぞれの鍛造材を製造した（以下、このようにして製造された鍛造材を説明の便宜上、単に「鍛造材Ｎｏ．１」などという。）。
〔１〕合金組成の検討
まず、鋳造温度７００℃で表１のＮｏ．１〜３２に示した合金組成となるようにアルミニウム合金を溶解し、鋳塊を鋳造した。なお、表１中において下線が付されている数値は本発明の要件を満たしていないことを意味している。また、表１中の「Ｈ2」は、ランズレー式ガス分析装置で測定したときに１００ｇのＡｌ合金中に含有される水素量（ｍｌ／１００ｇＡｌ）を示している。不可避的不純物として含まれる元素はいずれも０．０５質量％以下であり、その総計は０．１５質量％以下である。
次いで、かかる鋳塊を４８０℃で５時間均質化熱処理し、３００℃以下まで１℃／分で冷却して均質化熱処理を行った。
次いで、この均質化熱処理した鋳塊を５００℃に加熱し、更に、当該加熱した鋳塊を押出温度４９０℃、押出比１２、押出速度４ｍ／分で押出加工した。これに続けて、押出加工された成形品を５２０℃で１．５時間加熱し、更に、当該加熱した成形品を鍛造開始温度５１０℃、鍛造終了温度４２０℃、最大の相当塑性ひずみが１．５という条件でＩ型形状の鍛造材を得た。
そして、この鍛造材を５４０℃で４時間溶体化処理し、次いで当該溶体化処理した鍛造材を５０℃で焼入れした。最後に、当該焼入した鍛造材を１７５℃で８時間人工時効処理し、完成品としてのＮｏ．１〜３２に係るそれぞれの鍛造材を製造した（以下、このようにして製造された鍛造材を説明の便宜上、単に「鍛造材Ｎｏ．１」などという。）。
鍛造材Ｎｏ．１〜３２について、強度として、機械的特性である引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）を測定した。また、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ装置（ＴＳＬ社製ＥＢＳＰ検出器を取り付けた日本電子株式会社ＪＳＭ７０００のＦＥ−ＳＥＭ）にて組織を観察し、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率（％）を求めた。さらに、後記するようにして再結晶粒の存在している領域（再結晶深さｔ）を求めた。これらの結果を表２に示す。
ここで、ＥＢＳＰとは試験片表面に電子線を入射させたときに発生する反射電子から得られた菊池パターン（菊池線）のことであり、このパターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定した。なお、菊池パターンとは、結晶に当たった電子線が散乱して回折された際に、白黒一対の平行線や帯状もしくはアレイ状に電子線回折像の背後に現れるパターンのことをいう。
ここで、ＥＢＳＰとは試験片表面に電子線を入射させたときに発生する反射電子から得られた菊池パターン（菊池線）のことであり、このパターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定した。なお、菊池パターンとは、結晶に当たった電子線が散乱して回折された際に、白黒一対の平行線や帯状もしくはアレイ状に電子線回折像の背後に現れるパターンのことをいう。
（機械的特性）
機械的特性は、Ｉ型形状の鍛造材の長手方向（図５の押出方向）より採取し作製したＪＩＳ Ｚ ２２０１にある４号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。この際、５個の試験片の測定値の平均値として求めた。
本発明においては、引張強さは４００ＭＰａ以上を合格、４００ＭＰａ未満を不合格とした。また、０．２％耐力は、３８０ＭＰａ以上を合格、３８０ＭＰａ未満を不合格とした。そして、伸びは、１０．０％以上を合格、１０．０％未満を不合格とした。
機械的特性は、Ｉ型形状の鍛造材の長手方向（図５の押出方向）より採取し作製したＪＩＳ Ｚ ２２０１にある４号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して測定した。この際、５個の試験片の測定値の平均値として求めた。
本発明においては、引張強さは４００ＭＰａ以上を合格、４００ＭＰａ未満を不合格とした。また、０．２％耐力は、３８０ＭＰａ以上を合格、３８０ＭＰａ未満を不合格とした。そして、伸びは、１０．０％以上を合格、１０．０％未満を不合格とした。
（組織の観察）
組織の観察は、次のようにして行った。図５（ａ）に示すＩ型形状の鍛造材に対し、押出方向に平行、且つ、形成されているパーティングライン（ＰＬ）を垂直に跨ぎ、その断面積が最小となる断面を含むように小片を切出し（図５（ａ）、（ｂ）参照。なお、図５（ｂ）は、図５（ａ）のＡ部拡大図である。）、この小片の断面における鍛造高さの中心を観察面Ｃとし、組織の観察を行った。Ｌ型形状の鍛造材の場合にも、上記と同様な位置で小片を切出し、観察するとよい（図６参照）。
なお、組織の観察を行うにあたっては、観察する切断面を＃１０００までの耐水ペーパーにて研磨した後に電解研磨にて鏡面仕上げとし、その後、観察を行った。
組織の観察は、前記したＳＥＭ−ＥＢＳＰ装置を用いて、×４００の視野で撮像し、撮像された画像から画像解析することで押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を求めた。本発明においては、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率は６０％以上を合格、６０％未満を不合格とした。なお、表２においては、単に、「＜１１１＞集合組織（％）」と記載した（表５も同様の記載とした）。
組織の観察は、次のようにして行った。図５（ａ）に示すＩ型形状の鍛造材に対し、押出方向に平行、且つ、形成されているパーティングライン（ＰＬ）を垂直に跨ぎ、その断面積が最小となる断面を含むように小片を切出し（図５（ａ）、（ｂ）参照。なお、図５（ｂ）は、図５（ａ）のＡ部拡大図である。）、この小片の断面における鍛造高さの中心を観察面Ｃとし、組織の観察を行った。Ｌ型形状の鍛造材の場合にも、上記と同様な位置で小片を切出し、観察するとよい（図６参照）。
なお、組織の観察を行うにあたっては、観察する切断面を＃１０００までの耐水ペーパーにて研磨した後に電解研磨にて鏡面仕上げとし、その後、観察を行った。
組織の観察は、前記したＳＥＭ−ＥＢＳＰ装置を用いて、×４００の視野で撮像し、撮像された画像から画像解析することで押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率を求めた。本発明においては、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率は６０％以上を合格、６０％未満を不合格とした。なお、表２においては、単に、「＜１１１＞集合組織（％）」と記載した（表５も同様の記載とした）。
（再結晶深さ）
再結晶深さは、以下の条件で測定した。Ｉ型形状の鍛造材に対し、形成されているパーティングライン（ＰＬ）を垂直に跨ぎ、その断面積が最小となる位置で切断した（図５（ａ）、（ｃ）参照。なお、図５（ｃ）は、図５（ａ）のＢ部拡大図である。）。Ｌ型形状の鍛造材の場合は、図６に示すように、円柱状のジョイント部近辺が前記した切断条件に合致するので、その位置で切断するとよい。
このようにして得られた切断面を＃６００から＃１０００までの耐水ペーパーにて研磨した後、塩化第II銅水溶液でエッチングした。その後、硝酸に浸け、水洗いし、エアーブロー乾燥した後、再結晶部位（表層の白くなっている部位（図５（ｃ）及び図６中の網掛け部参照。））における、鍛造材表面からの最大深さｔを測定して再結晶深さｔ（ｍｍ）とした。
再結晶深さは、以下の条件で測定した。Ｉ型形状の鍛造材に対し、形成されているパーティングライン（ＰＬ）を垂直に跨ぎ、その断面積が最小となる位置で切断した（図５（ａ）、（ｃ）参照。なお、図５（ｃ）は、図５（ａ）のＢ部拡大図である。）。Ｌ型形状の鍛造材の場合は、図６に示すように、円柱状のジョイント部近辺が前記した切断条件に合致するので、その位置で切断するとよい。
このようにして得られた切断面を＃６００から＃１０００までの耐水ペーパーにて研磨した後、塩化第II銅水溶液でエッチングした。その後、硝酸に浸け、水洗いし、エアーブロー乾燥した後、再結晶部位（表層の白くなっている部位（図５（ｃ）及び図６中の網掛け部参照。））における、鍛造材表面からの最大深さｔを測定して再結晶深さｔ（ｍｍ）とした。
表１、２に示すように、鍛造材Ｎｏ．１〜１１は、本発明の要件を満たしていたので、引張強さ、０．２％耐力及び伸びといった強度（機械的特性）が優れていた。つまり、鍛造材の高強度化を図ることができた。また、これらはいずれも押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率も優れていた。特に、本発明の合金組成に関する要件を満たし、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上のものはいずれも０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、より好ましくは３９０ＭＰａ以上、さらに好ましくは４００ＭＰａ以上という高強度を得ることができた。また、いずれも引張強さが４００ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上となった。
これに対し、鍛造材Ｎｏ．１２〜３２は、本発明の要件のうちの少なくとも１つを満たしていなかった。そのため、表２に示すように、引張強さ、０．２％耐力及び伸びといった強度に劣る結果となった。また、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率も劣る場合があった。
〔２〕製造条件の検討
次に、良好な結果が得られた鍛造材Ｎｏ．３の合金組成を採用し、表３、４のＮｏ．３３〜６７に示す各条件で鍛造材を製造した（以下、このようにして製造された鍛造材を説明の便宜上、単に「鍛造材Ｎｏ．３３」などという。）。なお、表３、４中において下線が付されている数値は本発明の要件を満たしていないことを意味している。また、表３、４中において斜線でマス目を埋めている箇所は、鋳造できなかったり、鍛造で大きな割れが生じたりしたため、その後の工程を中止したことを示している。
次に、良好な結果が得られた鍛造材Ｎｏ．３の合金組成を採用し、表３、４のＮｏ．３３〜６７に示す各条件で鍛造材を製造した（以下、このようにして製造された鍛造材を説明の便宜上、単に「鍛造材Ｎｏ．３３」などという。）。なお、表３、４中において下線が付されている数値は本発明の要件を満たしていないことを意味している。また、表３、４中において斜線でマス目を埋めている箇所は、鋳造できなかったり、鍛造で大きな割れが生じたりしたため、その後の工程を中止したことを示している。
鍛造材Ｎｏ．３３〜６７について、前記〔１〕と同様の条件で、強度、すなわち、機械的特性である引張強さ、０．２％耐力及び伸びと、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率と、を求めた。これらの結果を表５に示す。なお、表５中において斜線でマス目を埋めている箇所は、鋳造できなかったり、押出で大きな割れが生じたり、鍛造で大きな割れが生じたりしたため、強度の測定と組織の観察を行わなかったことを示している。
表３〜５に示すように、鍛造材Ｎｏ．３３〜３９は、本発明の要件を満たしていたので、引張強さ、０．２％耐力及び伸びといった強度が優れていた。つまり、鍛造材の高強度化を図ることができた。また、これらはいずれも押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率も優れていた。特に、本発明の合金組成に関する要件を満たし、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上のものはいずれも０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、より好ましくは３９０ＭＰａ以上、さらに好ましくは４００ＭＰａ以上という高強度を得ることができた。また、いずれも引張強さが４００ＭＰａ以上、伸びが１０．０％以上となった。
これに対し、鍛造材Ｎｏ．４０〜６７は、本発明の製造条件のうちの少なくとも１つを満たしていなかった。そのため、表５に示すように、引張強さ、０．２％耐力及び伸びといった強度に劣る結果となった。また、押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率も劣る場合があった。
以上、本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法について、発明を実施するための形態および実施例を示して具体的に説明したが、本発明の趣旨はこれらの記載に何ら限定されるものではなく、その技術的範囲は、特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈されなければならない。また、当業者であれば、本明細書の発明を実施するための形態および実施例の記載に基づいて容易に変更、改変して本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法と均等な物や方法を得ることができ、そのようなものも本発明に係る自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法に含まれる。
１ 自動車用アルミニウム合金鍛造材（鍛造材）
Claims (4)
- Ｓｉ：０．７〜１．５質量％、
Ｃｕ：０．１〜０．６質量％、
Ｍｇ：０．６〜１．２質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、
Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％を含有し、且つ
Ｆｅ：０．５質量％以下、
Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに、
Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有し、
水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなるとともに、
押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上、
引張強さが４００ＭＰａ以上、
０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、
伸びが１０．０％以上である
ことを特徴とする自動車用アルミニウム合金鍛造材。 - 再結晶粒の存在している領域が、鍛造材表面から５ｍｍ以内の深さであることを特徴とする請求項１に記載の自動車用アルミニウム合金鍛造材。
- 押出方向と平行な断面における＜１１１＞集合組織の面積比率が６０％以上、
引張強さが４００ＭＰａ以上、
０．２％耐力が３８０ＭＰａ以上、
伸びが１０．０％以上である自動車用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、
Ｓｉ：０．７〜１．５質量％、
Ｃｕ：０．１〜０．６質量％、
Ｍｇ：０．６〜１．２質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％、
Ｍｎ：０．２５〜１．０質量％を含有し、且つ
Ｆｅ：０．５質量％以下、
Ｚｎ：０．０５質量％以下に規制し、さらに、
Ｃｒ：０．１〜０．４質量％及びＺｒ：０．０１〜０．２質量％の群から選択される少なくとも１つを含有し、
水素量を０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下に規制し、残部が不可避的不純物及びＡｌからなる合金組成を有するアルミニウム合金を溶解して鋳造した鋳塊を４５０〜５６０℃で３〜１２時間均質化熱処理し、３００℃以下まで０．５℃／分以上で冷却する均質化熱処理工程と、
前記均質化熱処理した鋳塊を４５０〜５４０℃で加熱する第１加熱工程と、
前記加熱した鋳塊を押出温度４５０〜５４０℃、押出比６〜２５、押出速度１〜１５ｍ／分で押出加工する押出工程と、
前記押出加工された成形品を５００〜５６０℃で０．７５時間以上加熱する第２加熱工程と、
前記加熱した成形品を鍛造開始温度４５０〜５６０℃、鍛造終了温度４２０℃以上、最大の相当塑性ひずみが３以下で所定の形状の鍛造材を得る鍛造工程と、
前記鍛造材を４８０〜５６０℃で２〜８時間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７０℃以下で焼入れする焼入工程と、
前記焼入した鍛造材を１４０〜２００℃で３〜１２時間人工時効処理する人工時効処理工程と、
をこの順に含むことを特徴とする自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。 - 前記鍛造工程における最大の相当塑性ひずみを１．５以下とすることを特徴とする請求項３に記載の自動車用アルミニウム合金鍛造材の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013255380A JP5837026B2 (ja) | 2013-03-29 | 2013-12-10 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
| US14/191,782 US9605333B2 (en) | 2013-03-29 | 2014-02-27 | Aluminum alloy forged material for automobile and method for manufacturing the same |
| EP14000840.0A EP2799564B1 (en) | 2013-03-29 | 2014-03-10 | Aluminum alloy forged material for automobile and method for manufacturing the same |
| CN201410113722.8A CN104073689A (zh) | 2013-03-29 | 2014-03-25 | 汽车用铝合金锻造件及其制造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013074378 | 2013-03-29 | ||
| JP2013074378 | 2013-03-29 | ||
| JP2013255380A JP5837026B2 (ja) | 2013-03-29 | 2013-12-10 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014208879A JP2014208879A (ja) | 2014-11-06 |
| JP5837026B2 true JP5837026B2 (ja) | 2015-12-24 |
Family
ID=50241072
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013255380A Expired - Fee Related JP5837026B2 (ja) | 2013-03-29 | 2013-12-10 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9605333B2 (ja) |
| EP (1) | EP2799564B1 (ja) |
| JP (1) | JP5837026B2 (ja) |
| CN (1) | CN104073689A (ja) |
Families Citing this family (38)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6371468B2 (ja) * | 2015-04-02 | 2018-08-08 | 本田技研工業株式会社 | 鍛造方法 |
| US11479838B2 (en) * | 2015-06-15 | 2022-10-25 | Constellium Singen Gmbh | Manufacturing process for obtaining high strength solid extruded products made from 6XXX aluminium alloys for towing eye |
| JP2017002388A (ja) * | 2015-06-16 | 2017-01-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度アルミニウム合金熱間鍛造材 |
| JP2017025365A (ja) * | 2015-07-21 | 2017-02-02 | 昭和電工株式会社 | 通信端末機器ケースボディ用アルミニウム合金材 |
| JP6445958B2 (ja) * | 2015-12-14 | 2018-12-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材 |
| CN108138269A (zh) | 2015-12-18 | 2018-06-08 | 诺维尔里斯公司 | 高强度6xxx铝合金和其制备方法 |
| KR102228792B1 (ko) | 2015-12-18 | 2021-03-19 | 노벨리스 인크. | 고 강도 6ｘｘｘ 알루미늄 합금들 및 이를 만드는 방법들 |
| SI24911A (sl) | 2016-03-04 | 2016-07-29 | Impol 2000, d.d. | Visokotrdna aluminijeva zlitina Al-Mg-Si in njen postopek izdelave |
| CN106244957A (zh) * | 2016-03-24 | 2016-12-21 | 上海汇众汽车制造有限公司 | AlSi7Mg铝合金铸件的热处理工艺 |
| CN107598047A (zh) * | 2017-09-30 | 2018-01-19 | 徐州九鼎机电总厂 | 一种轴类锻件的加工方法 |
| WO2019122076A1 (en) * | 2017-12-21 | 2019-06-27 | Constellium Extrusion Decin S.R.O. | 6xxx aluminium alloy extruded forging stock and method of manufacturing thereof |
| CN108220842B (zh) * | 2018-01-09 | 2019-10-08 | 广东和胜工业铝材股份有限公司 | 6061铝合金细晶材料的制备方法 |
| EP3737565A4 (en) * | 2018-01-12 | 2021-10-20 | Accuride Corporation | ALUMINUM WHEELS AND METHOD OF MANUFACTURING |
| CN111801433B (zh) * | 2018-03-05 | 2021-11-09 | 昭和电工株式会社 | Al-Mg-Si系铝合金中空挤压材料及其制造方法 |
| WO2019222236A1 (en) | 2018-05-15 | 2019-11-21 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| CN109097644A (zh) * | 2018-10-10 | 2018-12-28 | 江苏亚太安信达铝业有限公司 | 一种用于汽车转向节的高强度铝合金及其制备汽车转向节的方法 |
| CN109207811B (zh) * | 2018-11-21 | 2020-12-22 | 重庆铝王铝业有限公司 | 一种铝合金型材的制备方法及其应用 |
| CN109468499B (zh) * | 2018-11-26 | 2021-06-01 | 齐鲁工业大学 | 一种高强高韧的Al-Si-Cu-Mg-Zn铸造合金材料及其时效工艺 |
| CN109722572B (zh) * | 2018-12-30 | 2020-06-23 | 精美铝业有限公司 | 一种输变电设备用高性能铝合金及其制备方法 |
| KR102621917B1 (ko) * | 2019-01-21 | 2024-01-05 | 현대자동차주식회사 | 휠 베어링 허브 제조 방법 |
| CN109666824B (zh) * | 2019-01-29 | 2020-04-24 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法 |
| CN109822025A (zh) * | 2019-04-03 | 2019-05-31 | 江苏珀然股份有限公司 | 一种商用车铝合金轴头锻造方法 |
| CN112676550B (zh) * | 2019-10-17 | 2022-09-27 | 北京小米移动软件有限公司 | 铝合金构件加工方法 |
| CN110938765B (zh) * | 2019-12-18 | 2022-02-22 | 东北轻合金有限责任公司 | 一种汽车底盘用高强Al-Mg-Si铝合金棒材的制造方法 |
| CN111041293B (zh) * | 2019-12-25 | 2021-02-09 | 辽宁忠旺集团有限公司 | 一种高强度薄壁型材生产工艺 |
| TWI744154B (zh) * | 2020-12-29 | 2021-10-21 | 金允成企業股份有限公司 | 鋁合金棒材鍛抽成型方法 |
| CN113088773A (zh) * | 2021-03-05 | 2021-07-09 | 长春市吉通凯撒铝业有限责任公司 | 一种高强度铝合金及其生产工艺和应用 |
| JP2022137762A (ja) * | 2021-03-09 | 2022-09-22 | トヨタ自動車株式会社 | アルミニウム合金鍛造材の製造方法 |
| JP2022142163A (ja) * | 2021-03-16 | 2022-09-30 | 本田技研工業株式会社 | アルミニウム合金の加工方法およびアルミニウム合金の加工物 |
| JP7151002B2 (ja) * | 2021-03-31 | 2022-10-11 | Ｍａアルミニウム株式会社 | 表面品質に優れた高強度アルミニウム合金押出材 |
| CN113737065B (zh) * | 2021-09-09 | 2022-06-10 | 中南大学 | 一种铝合金、制备方法及应用 |
| CN114101629A (zh) * | 2021-10-22 | 2022-03-01 | 中国兵器科学研究院宁波分院 | 一种汽车控制臂间接挤压铸造工艺 |
| CN114346143A (zh) * | 2021-12-17 | 2022-04-15 | 江苏龙城精锻集团有限公司 | 一种铝合金零件固溶锻造工艺 |
| CN114351014B (zh) * | 2021-12-28 | 2022-12-20 | 广东和胜工业铝材股份有限公司 | 一种铝合金及其制备方法与应用 |
| CN115572864B (zh) * | 2022-09-01 | 2023-12-26 | 江阴中奕达轻合金科技有限公司 | 汽车门槛梁6082ts特殊合金铝型材及其加工工艺 |
| CN116179877A (zh) * | 2022-12-30 | 2023-05-30 | 山东兖矿轻合金有限公司 | 一种含Zr高强细晶6系铝合金挤压棒材及其制造方法和应用 |
| CN116334455A (zh) * | 2023-03-09 | 2023-06-27 | 魏桥轻量化(苏州)科技有限公司 | 一种铝合金挤压型材的制备方法及应用 |
| CN117086248A (zh) * | 2023-08-22 | 2023-11-21 | 武汉理工大学 | 一种高性能铝合金构件粗晶消除锻造工艺 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2697400B2 (ja) | 1991-08-28 | 1998-01-14 | 日本軽金属株式会社 | 鍛造用アルミニウム合金 |
| JP3684313B2 (ja) * | 1998-08-25 | 2005-08-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
| JP3695699B2 (ja) | 2000-10-11 | 2005-09-14 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金製サスペンション部品のロール成形用素材の寸法決定方法およびアルミニウム合金製サスペンション部品の製造方法 |
| JP3766357B2 (ja) * | 2002-07-12 | 2006-04-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造用素材 |
| JP4757022B2 (ja) * | 2005-12-28 | 2011-08-24 | 住友軽金属工業株式会社 | 耐食性に優れた高強度、高靭性アルミニウム合金押出材および鍛造材、該押出材および鍛造材の製造方法 |
| CN101365818B (zh) | 2006-03-31 | 2011-03-23 | 株式会社神户制钢所 | 铝合金锻造构件及其制造方法 |
| JP5180496B2 (ja) | 2007-03-14 | 2013-04-10 | 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 |
| JP5416624B2 (ja) | 2010-03-15 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車足回り部品およびその製造方法 |
| JP5431233B2 (ja) | 2010-03-31 | 2014-03-05 | 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 |
| JP5723192B2 (ja) * | 2010-03-31 | 2015-05-27 | 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 |
| JP5872443B2 (ja) | 2012-03-30 | 2016-03-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| JP5698695B2 (ja) | 2012-03-30 | 2015-04-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車用アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 |
| DE102013018744A1 (de) | 2013-11-08 | 2014-08-14 | Daimler Ag | Verfahren zur Herstellung eines Bauteils für ein Kraftfahrzeug |
-
2013
- 2013-12-10 JP JP2013255380A patent/JP5837026B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2014
- 2014-02-27 US US14/191,782 patent/US9605333B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2014-03-10 EP EP14000840.0A patent/EP2799564B1/en not_active Not-in-force
- 2014-03-25 CN CN201410113722.8A patent/CN104073689A/zh active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20140290809A1 (en) | 2014-10-02 |
| EP2799564B1 (en) | 2015-08-19 |
| JP2014208879A (ja) | 2014-11-06 |
| CN104073689A (zh) | 2014-10-01 |
| EP2799564A1 (en) | 2014-11-05 |
| US9605333B2 (en) | 2017-03-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5837026B2 (ja) | 自動車用アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 | |
| JP5901738B2 (ja) | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| 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 | |
| JP5872443B2 (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 | |
| US9481920B2 (en) | Aluminium alloy forging and method of manufacture for same | |
| JP5421613B2 (ja) | 耐軟化性に優れた高強度アルミニウム合金線棒材およびその製造方法 | |
| JP5863626B2 (ja) | アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 | |
| KR101148421B1 (ko) | 알루미늄 합금 단조재 및 그 제조방법 | |
| JP6368087B2 (ja) | アルミニウム合金線材、アルミニウム合金線材の製造方法、及びアルミニウム合金部材 | |
| JP6420553B2 (ja) | アルミニウム合金、アルミニウム合金線材、アルミニウム合金線材の製造方法、アルミニウム合金部材の製造方法、及びアルミニウム合金部材 | |
| JP5834077B2 (ja) | アルミニウム合金及びそれを用いた押出形材の製造方法 | |
| 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 | |
| JP6182490B2 (ja) | アルミニウム合金鍛造材 | |
| JP2012097321A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度アルミニウム合金製鍛造品及びその鍛造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP6235513B2 (ja) | マグネシウム−リチウム合金部品の製造方法及びマグネシウム−リチウム合金の製造方法 | |
| JP5275321B2 (ja) | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 | |
| JP2006274415A (ja) | 高強度構造部材用アルミニウム合金鍛造材 | |
| JP7565728B2 (ja) | アルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法 | |
| JP2004315938A (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 | |
| JP5532462B2 (ja) | アルミ合金製塑性加工品の製造方法 | |
| JP7459496B2 (ja) | アルミニウム合金鍛造材の製造方法 | |
| CN116829757A (zh) | 高强度且耐scc性及淬火性优异的铝合金挤压材料的制造方法 | |
| JP2024518681A (ja) | 高強度ファスナを製造するための材料およびそれを製造するための方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150527 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20150609 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20150701 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150825 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20151006 |
|
| 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: 20151027 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20151104 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5837026 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |