JP5863626B2 - アルミニウム合金鍛造材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、輸送機などの強度部材、特に、自動車足回り部材に好適に用いられるアルミ
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。
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、車両、船舶、航空機、自動二輪あるいは自動車などの輸送機の構造材には、ＪＩ
Ｓ規格またはＡＡ規格に規定される６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）などのアルミニウ
ム合金が使用されている。この６０００系アルミニウム合金は、比較的耐食性にも優れて
おり、また、スクラップを６０００系アルミニウム合金溶解原料として再利用できるリサ
イクル性の点からも優れている。
Ｓ規格またはＡＡ規格に規定される６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）などのアルミニウ
ム合金が使用されている。この６０００系アルミニウム合金は、比較的耐食性にも優れて
おり、また、スクラップを６０００系アルミニウム合金溶解原料として再利用できるリサ
イクル性の点からも優れている。
また、輸送機の構造材には、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、ア
ルミニウム合金鋳造材やアルミニウム合金鍛造材が用いられる。この内、より高強度で高
靱性などの機械的性質が要求される強度部材、例えば、アッパーアーム、ロアーアームな
どの自動車足回り部材には、アルミニウム合金鍛造材が主として用いられる。そして、こ
れら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を行い、その後溶体化焼き入れ処理や人工時効硬化処理（
以下、単に時効処理とも言う）などの調質処理が施されて製造される。なお、鍛造には、
鋳造材を均質化熱処理後、押出加工した押出材が用いられることもある。
ルミニウム合金鋳造材やアルミニウム合金鍛造材が用いられる。この内、より高強度で高
靱性などの機械的性質が要求される強度部材、例えば、アッパーアーム、ロアーアームな
どの自動車足回り部材には、アルミニウム合金鍛造材が主として用いられる。そして、こ
れら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を行い、その後溶体化焼き入れ処理や人工時効硬化処理（
以下、単に時効処理とも言う）などの調質処理が施されて製造される。なお、鍛造には、
鋳造材を均質化熱処理後、押出加工した押出材が用いられることもある。
近年、これら輸送機の強度部材においては、低燃費、低ＣＯ2排出の要求の高まりから
、更なる軽量化（薄肉化）の必要性が生じてきている。しかし、これら用途に従来使用さ
れている６０６１や６１５１などの６０００系アルミニウム合金鍛造材では、どうしても
強度（０．２％耐力）や靱性不足が生じてしまう。
、更なる軽量化（薄肉化）の必要性が生じてきている。しかし、これら用途に従来使用さ
れている６０６１や６１５１などの６０００系アルミニウム合金鍛造材では、どうしても
強度（０．２％耐力）や靱性不足が生じてしまう。
このような問題を解決するために、本発明者らは、特許文献１に記載されているように
、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％およびＺｒ：０．１〜０．２質量％の一種または二種以上を
含み、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下
であるアルミニウム合金鍛造材であって、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４１．０〜４２．５ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０
ＭＰａ以上であるアルミニウム合金鍛造材を提案した。
、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％およびＺｒ：０．１〜０．２質量％の一種または二種以上を
含み、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなり、最薄肉部の厚みが３０ｍｍ以下
であるアルミニウム合金鍛造材であって、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４１．０〜４２．５ＩＡＣＳ％であって、０．２％耐力が３５０
ＭＰａ以上であるアルミニウム合金鍛造材を提案した。
しかしながら、特許文献１に記載されたアルミニウム合金鍛造材では、厚みが１０ｍｍ以下の薄肉部を有するようなアルミニウム合金鍛造材を量産しようとする場合、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上という高強度を有し、かつ、高靭性な鍛造材が安定して得られないという問題がある。
通常、６０００系アルミニウム合金鍛造材の量産化では、均質化熱処理の諸条件や熱間
鍛造の諸条件のある程度の幅やばらつきが許容される。しかし、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素の含有量を多くして０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材の場合には、通常は許容される前記製造条件の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の０．２％耐力に影響する。この結果、製造条件範囲内で、製品鍛造材の０．２％耐力が大きくばらつき、高強度で高靭性の鍛造材が安定して得られない。
鍛造の諸条件のある程度の幅やばらつきが許容される。しかし、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素の含有量を多くして０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材の場合には、通常は許容される前記製造条件の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の０．２％耐力に影響する。この結果、製造条件範囲内で、製品鍛造材の０．２％耐力が大きくばらつき、高強度で高靭性の鍛造材が安定して得られない。
そして、このように高強度、高靭性な鍛造材を安定して得られない場合には、前記強度
部材用途への信頼性が損なわれ、製品鍛造材の歩留り低下や製造コストを押し上げること
にもつながる。また、前記製造条件の幅などの許容範囲をいたずらに狭くして鍛造材の０
．２％耐力、靭性の安定化を図ることも、製造コストを押し上げることにつながる。
部材用途への信頼性が損なわれ、製品鍛造材の歩留り低下や製造コストを押し上げること
にもつながる。また、前記製造条件の幅などの許容範囲をいたずらに狭くして鍛造材の０
．２％耐力、靭性の安定化を図ることも、製造コストを押し上げることにつながる。
この様な事情に鑑み、本発明は、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素の
含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材であっても、
高強度と、高靭性が安定して得られるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供しようとするものである。
含有量を多くして高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材であっても、
高強度と、高靭性が安定して得られるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供しようとするものである。
前記課題を解決するため、本発明のアルミニウム合金鍛造材は、Ｍｇ：０．６０〜１．
８０質量％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％、Ｃｕ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｂ：１〜５００ｐｐｍを含み、更に、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上を含み、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の表面で測定した２０℃での導電率が４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下であり、前記アルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする。
８０質量％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％、Ｃｕ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｂ：１〜５００ｐｐｍを含み、更に、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上を含み、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の表面で測定した２０℃での導電率が４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下であり、前記アルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする。
前記構成によれば、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂを所定量含み、Ｍｎなどの高強度化元素を所定量含み、０．２％耐力およびシャルピー衝撃値が所定値以上であることによって、アルミニウム合金鍛造材の強度、靭性が向上する。また、アルミニウム合金鍛造材表面で測定した導電率を所定範囲とすることで、鍛造組織における亜結晶粒組織の割合を増加させることができ、アルミニウム合金鍛造材の耐食性を維持しつつ、強度、靭性を向上させることができる。
また、本発明のアルミニウム合金鍛造材は、前記アルミニウム合金のＳｉ／Ｍｇの質量比が１以上であることが好ましい。
前記構成によれば、アルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力がさらに向上する。
前記構成によれば、アルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力がさらに向上する。
また、本発明のアルミニウム合金鍛造材は、その水素ガス濃度が０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下であることが好ましい。
前記構成によれば、水素ガス濃度が所定値以下であることによって、水素に起因する気泡等の鍛造欠陥が無くなる。その結果、破壊の起点が減少することから、アルミニウム合金鍛造材のシャルピー衝撃値が向上する。
前記構成によれば、水素ガス濃度が所定値以下であることによって、水素に起因する気泡等の鍛造欠陥が無くなる。その結果、破壊の起点が減少することから、アルミニウム合金鍛造材のシャルピー衝撃値が向上する。
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、前記アルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、前記溶湯を冷却速度１０〜２０℃／ｓｅｃで鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、前記鋳塊に昇温速度５℃／ｍｉｎ以下、保持温度４５０〜５５０℃、保持時間２ｈｒ以上で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４６０〜５４０℃、終了温度３５０〜５４０℃、鍛造回数３回以内の熱間鍛造を施す鍛造工程と、前記鍛造工程の後に、昇温速度１００℃／ｈｒ以上、保持温度５２０〜５７０℃、保持時間２０分〜２０時間の溶体化処理と、冷却速度４０℃／ｓｅｃ以上の焼入れ処理と、１７０〜２００℃で４〜９ｈｒの人工時効硬化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、各工程を所定の条件で行う、特に、鍛造工程を開始温度４６０〜５
４０℃で行うことによって、鍛造組織における亜結晶粒組織の割合が増加し、鍛造組織の
粒界が増加するため、Ｍｇ2Ｓｉの析出が促進される。その結果、人工時効硬化処理後の
アルミニウム合金鍛造材の表面で測定される導電率が所定の範囲となる。
４０℃で行うことによって、鍛造組織における亜結晶粒組織の割合が増加し、鍛造組織の
粒界が増加するため、Ｍｇ2Ｓｉの析出が促進される。その結果、人工時効硬化処理後の
アルミニウム合金鍛造材の表面で測定される導電率が所定の範囲となる。
すなわち、本発明者らは、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．
２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材では、
アルミニウム合金鍛造材表面で測定した導電率（以下、表面の導電率とも言う）が、鍛造
材の０．２％耐力とより密接に相関することを知見した。
２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された強度部材用鍛造材では、
アルミニウム合金鍛造材表面で測定した導電率（以下、表面の導電率とも言う）が、鍛造
材の０．２％耐力とより密接に相関することを知見した。
従来から、６０００系アルミニウム合金鍛造材ならずとも、アルミニウム合金材表面の
導電率は、アルミニウム合金材の組織状態を表わしており、アルミニウム合金材の０．２
％耐力と密接に相関すること自体は公知である。しかし、通常の６０００系アルミニウム
合金鍛造材では、アルミニウム合金鍛造材表面の導電率と０．２％耐力との関係は、なだ
らかな直線状となる。そして、このような相関関係では、アルミニウム合金鍛造材表面の
導電率が余程大きく変わらない限り、導電率がアルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力に
与える影響は比較的小さい。
導電率は、アルミニウム合金材の組織状態を表わしており、アルミニウム合金材の０．２
％耐力と密接に相関すること自体は公知である。しかし、通常の６０００系アルミニウム
合金鍛造材では、アルミニウム合金鍛造材表面の導電率と０．２％耐力との関係は、なだ
らかな直線状となる。そして、このような相関関係では、アルミニウム合金鍛造材表面の
導電率が余程大きく変わらない限り、導電率がアルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力に
与える影響は比較的小さい。
これに対し、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３
６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された６０００系アルミニウム合金鍛造材で
は、表面の導電率が４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下であるとき、０．
２％耐力が極大化傾向を示し、導電率がこの範囲外ではアルミニウム合金鍛造材の０．２
％耐力が急激に低下するという特異な現象を示す。
６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された６０００系アルミニウム合金鍛造材で
は、表面の導電率が４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下であるとき、０．
２％耐力が極大化傾向を示し、導電率がこの範囲外ではアルミニウム合金鍛造材の０．２
％耐力が急激に低下するという特異な現象を示す。
したがって、前記０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化された
６０００系アルミニウム合金鍛造材では、前記製造条件の幅やばらつきによる、アルミニ
ウム合金鍛造材表面の導電率の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の０．２％耐力に影響
する。この結果、前記した通り、通常は許容される製造条件の幅やばらつきの範囲では、
製品鍛造材の０．２％耐力が大きくばらつき、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上ある鍛造
材が安定して得られないことにつながる。
６０００系アルミニウム合金鍛造材では、前記製造条件の幅やばらつきによる、アルミニ
ウム合金鍛造材表面の導電率の幅やばらつきが、より敏感に鍛造材の０．２％耐力に影響
する。この結果、前記した通り、通常は許容される製造条件の幅やばらつきの範囲では、
製品鍛造材の０．２％耐力が大きくばらつき、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上ある鍛造
材が安定して得られないことにつながる。
本発明では、前記現象を利用して、アルミニウム合金鍛造材表面の導電率を４２．５Ｉ
ＡＣＳ％超え４６．０ＩＡＣＳ％以下とすることで、３６０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材
の０．２％耐力を保証するとともに安定的に得ることができる。
ＡＣＳ％超え４６．０ＩＡＣＳ％以下とすることで、３６０ＭＰａ以上のＡｌ合金鍛造材
の０．２％耐力を保証するとともに安定的に得ることができる。
本発明によれば、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの高強度化元素の含有量を多くし
て高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材であっても、耐食性を維持し
つつ、高い強度と、高靭性が安定して得られるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供できる。したがって、アルミニウム合金鍛造材の輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである
。
て高強度化させ、かつ薄肉化されたアルミニウム合金鍛造材であっても、耐食性を維持し
つつ、高い強度と、高靭性が安定して得られるアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法を提供できる。したがって、アルミニウム合金鍛造材の輸送機用への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである
。
先ず、本発明のアルミニウム合金鍛造材（以下、Ａｌ合金鍛造材とする）について説明
する。本発明のＡｌ合金鍛造材では、３６０ＭＰａ以上の０．２％耐力を保証するととも
に安定的に得るために、後記する人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の２０℃での導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とする。
する。本発明のＡｌ合金鍛造材では、３６０ＭＰａ以上の０．２％耐力を保証するととも
に安定的に得るために、後記する人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の２０℃での導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とする。
（２０℃での導電率：４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下）
本発明のように、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力
を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたＡｌ合金鍛造材では、Ａｌ合金鍛
造材表面の２０℃での導電率が４２．５ＩＡＣＳ％以下、あるいは、４６．０ＩＡＣＳ％を超えると、０．２％耐力で３６０ＭＰａ以上の高強度が得られない。
本発明のように、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力
を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたＡｌ合金鍛造材では、Ａｌ合金鍛
造材表面の２０℃での導電率が４２．５ＩＡＣＳ％以下、あるいは、４６．０ＩＡＣＳ％を超えると、０．２％耐力で３６０ＭＰａ以上の高強度が得られない。
なお、Ａｌ合金鍛造材の導電率は、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率だけではなく、Ａｌ合
金鍛造材内部（中心部を含む）の導電率でも、表面の導電率と同じ傾向を示す。表面の導
電率が測定するのが容易であることから、本発明では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方
を選択する。
金鍛造材内部（中心部を含む）の導電率でも、表面の導電率と同じ傾向を示す。表面の導
電率が測定するのが容易であることから、本発明では、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率の方
を選択する。
導電率を測定するＡｌ合金鍛造材は、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面を０．０５〜０．１ｍｍ程度機械研磨した後、もしくは数μｍ程度エッチングした後、その表面の導電率を、例えば、渦電流式導電率測定装置（ＧＥインスペクション・テクノロジーズ・ジャパン社製ホッキングＡＵＴＯＳＩＧＭＡ ３０００ＤＬ）などにより測定する。そして、装置、プローブ、標準片、測定対象（Ａｌ合金鍛造材）は同じ検査エリアに放置して温度が同じになるようにし、検査前にＡｌ合金鍛造材の温度が雰囲気温度と±１℃であることを接触温度計で測定して確認する。また、本発明の導電率としては、Ａｌ合金鍛造材の温度が２０℃の時の測定値または換算値を用いる。なお、以下では、「２０℃での導電率」を「導電率」とする。
Ａｌ合金鍛造材表面の導電率は、Ａｌ合金の各合金元素量と、これらの分散状態や結晶
粒度などの組織の総合的な状態を表わしている。しかも、これらの材料因子の他に、製造
条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。
粒度などの組織の総合的な状態を表わしている。しかも、これらの材料因子の他に、製造
条件の因子が全て加味された集大成の冶金状態を表わしている。
したがって、Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３
６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたＡｌ合金鍛造材では、個々のＡｌ合金
の各合金元素量、あるいは、均質化熱処理の保持温度や熱間鍛造の開始温度などの大ま
かな条件が一致したとしても、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるとは限らない。
６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたＡｌ合金鍛造材では、個々のＡｌ合金
の各合金元素量、あるいは、均質化熱処理の保持温度や熱間鍛造の開始温度などの大ま
かな条件が一致したとしても、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率が同じとなるとは限らない。
人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率に与える、製造条件の影響因子とし
ては、前記温度条件などの他に、鋳造の際の冷却速度、鋳塊の均質化熱処理の際の昇温速
度、保持時間や冷却速度、メカニカル鍛造や油圧鍛造などの熱間鍛造機の種別と鍛造回数
や、各回の鍛造の際の加工率配分や鍛造終了温度条件、溶体化処理、焼き入れ処理、人工時効硬化処理の温度、時間条件などのより細かいレベルである。
ては、前記温度条件などの他に、鋳造の際の冷却速度、鋳塊の均質化熱処理の際の昇温速
度、保持時間や冷却速度、メカニカル鍛造や油圧鍛造などの熱間鍛造機の種別と鍛造回数
や、各回の鍛造の際の加工率配分や鍛造終了温度条件、溶体化処理、焼き入れ処理、人工時効硬化処理の温度、時間条件などのより細かいレベルである。
Ｓｉを過剰に含み、ＣｕやＭｎなどの含有量を多くして０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上に高強度化させ、かつ薄肉化されたＡｌ合金鍛造材では、これらの細かいレベルでの条件の違いが、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率に大きく影響することに起因する。
したがって、仮に、前記大まかな材料条件や製造条件が一致した場合に、Ａｌ合金鍛造
材表面の導電率が同じとなるのであれば、本発明の技術課題である、量産しようとする場
合の０．２％耐力のばらつきの問題はむしろ生じない。
材表面の導電率が同じとなるのであれば、本発明の技術課題である、量産しようとする場
合の０．２％耐力のばらつきの問題はむしろ生じない。
本発明では、Ａｌ合金鍛造材の０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値を６Ｊ／ｃｍ2以上とする。
（０．２％耐力：３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値：６Ｊ／ｃｍ2）
Ａｌ合金鍛造材の０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値を６Ｊ／ｃｍ2以上とすることによって、Ａｌ合金鍛造材が高強度と高靭性を有することとなり、Ａｌ合金鍛造材を自動車、船舶などの輸送機の構造材あるいは部品用として使用することが可能となる。
（０．２％耐力：３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値：６Ｊ／ｃｍ2）
Ａｌ合金鍛造材の０．２％耐力を３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値を６Ｊ／ｃｍ2以上とすることによって、Ａｌ合金鍛造材が高強度と高靭性を有することとなり、Ａｌ合金鍛造材を自動車、船舶などの輸送機の構造材あるいは部品用として使用することが可能となる。
本発明のＡｌ合金鍛造材における、化学成分組成について説明する。本発明のＡｌ合金
鍛造材の化学成分組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）Ａｌ合金からなり、自動車
、船舶などの輸送機の構造材あるいは部品用として、高強度、高靱性および耐応力腐食割
れ性などの高い耐久性を保証するように規定する。また、本発明のＡｌ合金鍛造材の化学
成分組成は、鍛造材表面の導電率を規定する大きな因子の一つとなる。
鍛造材の化学成分組成は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系（６０００系）Ａｌ合金からなり、自動車
、船舶などの輸送機の構造材あるいは部品用として、高強度、高靱性および耐応力腐食割
れ性などの高い耐久性を保証するように規定する。また、本発明のＡｌ合金鍛造材の化学
成分組成は、鍛造材表面の導電率を規定する大きな因子の一つとなる。
このため、本発明のＡｌ合金鍛造材の化学成分組成は、Ｍｇ：０．６０〜１．８０質量
％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％、Ｃｕ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｂ：１〜５００ｐｐｍを含み、更に、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。
％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％、Ｃｕ：０．２０〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｂ：１〜５００ｐｐｍを含み、更に、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものとする。
なお、本発明のＡｌ合金鍛造材の化学成分組成は、６０００系Ａｌ合金のＪＩＳなどの
各成分規格通りにならずとも、前記本発明の諸特性を阻害しない範囲で、更なる特性の向
上や他の特性を付加するための、他の元素を適宜含むなどの成分組成の変更は適宜許容さ
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、本発明の鍛造材の品質を阻害しないため許容される。
各成分規格通りにならずとも、前記本発明の諸特性を阻害しない範囲で、更なる特性の向
上や他の特性を付加するための、他の元素を適宜含むなどの成分組成の変更は適宜許容さ
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、本発明の鍛造材の品質を阻害しないため許容される。
次に、本発明のＡｌ合金鍛造材の化学成分組成の各元素の含有量について、臨界的意義
や好ましい範囲について説明する。
や好ましい範囲について説明する。
（Ｍｇ：０．６０〜１．８０質量％）
Ｍｇは人工時効硬化処理により、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉ（β'相）として析出し、Ａ
ｌ合金鍛造材に高い０．２％耐力を付与するために必須の元素である。Ｍｇの０．６０質
量％未満の含有では時効硬化量が低下して、Ａｌ合金鍛造材にとって高い０．２％耐力と
ともに重要なシャルピー衝撃値（以下、靭性とする）や耐食性が低下する。一方、１．８０質量％を超えて含有されると、０．２％耐力が高くなりすぎ、鋳塊の鍛造性を阻害する。また、後記する溶体化処理後の焼き入れ途中に多量のＭｇ2Ｓｉが析出しやすく、粒界上に存在するＭｇ2Ｓｉや、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅが選択的に結合したＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が小さくならず、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。その結果、Ａｌ合金鍛造材の耐食性を低下させる。また、Ｍｇ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６０〜１．８０質量％の範囲とする。
Ｍｇは人工時効硬化処理により、ＳｉとともにＭｇ2Ｓｉ（β'相）として析出し、Ａ
ｌ合金鍛造材に高い０．２％耐力を付与するために必須の元素である。Ｍｇの０．６０質
量％未満の含有では時効硬化量が低下して、Ａｌ合金鍛造材にとって高い０．２％耐力と
ともに重要なシャルピー衝撃値（以下、靭性とする）や耐食性が低下する。一方、１．８０質量％を超えて含有されると、０．２％耐力が高くなりすぎ、鋳塊の鍛造性を阻害する。また、後記する溶体化処理後の焼き入れ途中に多量のＭｇ2Ｓｉが析出しやすく、粒界上に存在するＭｇ2Ｓｉや、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅが選択的に結合したＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が小さくならず、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。その結果、Ａｌ合金鍛造材の耐食性を低下させる。また、Ｍｇ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．６０〜１．８０質量％の範囲とする。
（Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％）
ＳｉもＭｇとともに、人工時効硬化処理により、Ｍｇ2Ｓｉ（β'相）として析出して
、Ａｌ合金鍛造材に高い０．２％耐力を付与するために必須の元素である。Ｓｉの０．８
０質量％未満の含有では時効硬化量が低下して、Ａｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下すると共に、耐食性が低下する。一方、１．８０質量％を超えて含有されると、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する。また、過剰Ｓｉが多くなり過ぎて、粒界上に存在するＭｇ2ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が小さくならず、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくできない。その結果、前記Ｍｇと同様に、Ａｌ合金鍛造材の耐食性と靱性を低下させる。更にＡｌ合金鍛造材の伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。また、Ｓｉ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．８０〜１．８０質量％の範囲とする。
ＳｉもＭｇとともに、人工時効硬化処理により、Ｍｇ2Ｓｉ（β'相）として析出して
、Ａｌ合金鍛造材に高い０．２％耐力を付与するために必須の元素である。Ｓｉの０．８
０質量％未満の含有では時効硬化量が低下して、Ａｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下すると共に、耐食性が低下する。一方、１．８０質量％を超えて含有されると、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する。また、過剰Ｓｉが多くなり過ぎて、粒界上に存在するＭｇ2ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が小さくならず、これら晶析出物同士の平均間隔を大きくできない。その結果、前記Ｍｇと同様に、Ａｌ合金鍛造材の耐食性と靱性を低下させる。更にＡｌ合金鍛造材の伸びが低くなるなど、加工性も阻害する。また、Ｓｉ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｓｉの含有量は０．８０〜１．８０質量％の範囲とする。
（Ｃｕ：０．２０〜１．００質量％）
Ｃｕは、固溶強化にて０．２％耐力の向上に寄与する他、人工時効硬化処理に際して、
Ａｌ合金鍛造材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０．２０質量
％未満では、これらの効果が期待できず、０．２％耐力が低下する。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０．３０質量％以上とする。一方、Ｃ
ｕの含有量が１．００質量％を超えた場合、Ａｌ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、Ａｌ合金鍛造材の耐食性を低下させる。また、Ｃｕ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｃｕの含有量は０．２０〜１．００質量％、好ましくは０．３０〜１．００質量％の範囲とする。
Ｃｕは、固溶強化にて０．２％耐力の向上に寄与する他、人工時効硬化処理に際して、
Ａｌ合金鍛造材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０．２０質量
％未満では、これらの効果が期待できず、０．２％耐力が低下する。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０．３０質量％以上とする。一方、Ｃ
ｕの含有量が１．００質量％を超えた場合、Ａｌ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、Ａｌ合金鍛造材の耐食性を低下させる。また、Ｃｕ含有量がこの範囲より多過ぎると、製造条件の調整によって、Ａｌ合金鍛造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲とすることが難しくなる。したがって、Ｃｕの含有量は０．２０〜１．００質量％、好ましくは０．３０〜１．００質量％の範囲とする。
（Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％）
Ｆｅは、Ａｌ合金鍛造材の靭性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｆｅは、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6、或いは本発明で問題とする粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系の晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、破壊の起点となり、靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Ｆｅの含有量が０．４０質量％、より厳密には０．３５質量％を超えると、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が大きくなり、また、晶析出物同士の平均間隔が小さくなる。その結果、靭性が低下する。一方、Ｆｅが０．０５質量％未満の含有では、鋳造時の割れ、異常組織等を生じる。したがって、Ｆｅの含有量は０．０５〜０．４０質量％とする。より好ましくは０．０５〜０．３５質量％である。
Ｆｅは、Ａｌ合金鍛造材の靭性を向上させるために添加する元素である。しかし、Ｆｅは、Ａｌ7Ｃｕ2Ｆｅ、Ａｌ12（Ｆｅ，Ｍｎ）3Ｃｕ2、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ａｌ6、或いは本発明で問題とする粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系の晶析出物を生成する。これらの晶析出物は、破壊の起点となり、靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Ｆｅの含有量が０．４０質量％、より厳密には０．３５質量％を超えると、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径が大きくなり、また、晶析出物同士の平均間隔が小さくなる。その結果、靭性が低下する。一方、Ｆｅが０．０５質量％未満の含有では、鋳造時の割れ、異常組織等を生じる。したがって、Ｆｅの含有量は０．０５〜０．４０質量％とする。より好ましくは０．０５〜０．３５質量％である。
（Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％）
Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添
加する元素である。しかし、Ｔｉが０．００１質量％未満の含有では、加工性向上の効果が得らない。一方、Ｔｉが０．１５質量％を超えて含有されると、粗大な晶析出物を形成し、前記加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は０．００１〜０．１５質量％の範囲とする。
Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させるために添
加する元素である。しかし、Ｔｉが０．００１質量％未満の含有では、加工性向上の効果が得らない。一方、Ｔｉが０．１５質量％を超えて含有されると、粗大な晶析出物を形成し、前記加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は０．００１〜０．１５質量％の範囲とする。
（Ｂ：１〜５００ｐｐｍ）
Ｂは、Ｔｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させ
るために添加する元素である。しかし、Ｂが１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られない。一方、５００ｐｐｍを超えて含有されると、やはり粗大な晶析出物を形成し、前記加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＢの含有量は１〜５００ｐｐｍの範囲とする。
Ｂは、Ｔｉと同様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出、圧延、鍛造時の加工性を向上させ
るために添加する元素である。しかし、Ｂが１ｐｐｍ未満の含有では、この効果が得られない。一方、５００ｐｐｍを超えて含有されると、やはり粗大な晶析出物を形成し、前記加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＢの含有量は１〜５００ｐｐｍの範囲とする。
（Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上）
これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、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、Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物であり、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）3ＳｉＡｌ12系として総称される分散粒子（分散相）を生成する。
これらの元素は均質化熱処理時およびその後の熱間鍛造時に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、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、Ａｌ−Ｚｒ系金属間化合物であり、（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）3ＳｉＡｌ12系として総称される分散粒子（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ため、鍛造工程中におけ
るパーティングライン組織のＳＴ方向の平均結晶粒径の粗大化を防止するとともに、本発
明のＡｌ合金鍛造材全体に渡って、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。また、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは固溶による０．２％耐力の増大も見込める。
るパーティングライン組織のＳＴ方向の平均結晶粒径の粗大化を防止するとともに、本発
明のＡｌ合金鍛造材全体に渡って、微細な結晶粒や亜結晶粒を得ることができる。また、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは固溶による０．２％耐力の増大も見込める。
本発明のアルミニウム合金は、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの一種または二種以上を含み、含
有する場合の元素の含有量は前記範囲内である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が少なすぎると、前記効果が期待できず、一方、これらの元素の過剰な含有は、溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、Ａｌ合金鍛造材の導電率、０．２％耐力、靭性および耐食性の少なくとも１つを低下させる原因となる。このため、これらの元素は各々、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の範囲で一種または二種以上含有させる。
有する場合の元素の含有量は前記範囲内である。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量が少なすぎると、前記効果が期待できず、一方、これらの元素の過剰な含有は、溶解、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系の金属間化合物や晶析出物を生成しやすく、破壊の起点となり、Ａｌ合金鍛造材の導電率、０．２％耐力、靭性および耐食性の少なくとも１つを低下させる原因となる。このため、これらの元素は各々、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の範囲で一種または二種以上含有させる。
（不可避的不純物）
不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｂｅ、Ｖ等の元素が想定し得るが、いずれも本発明の特徴を阻害しないレベルで含有することは許容される。具体的には、これら不可避的不純物の元素は、個々の元素毎の含有量がそれぞれ０．０５質量％以下であり、合計の含有量が０．１５質量％以下であることが必要である。
不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｂｅ、Ｖ等の元素が想定し得るが、いずれも本発明の特徴を阻害しないレベルで含有することは許容される。具体的には、これら不可避的不純物の元素は、個々の元素毎の含有量がそれぞれ０．０５質量％以下であり、合計の含有量が０．１５質量％以下であることが必要である。
（Ｓｉ／Ｍｇの質量比：１以上）
本発明のアルミニウム合金は、Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１以上であることが好ましい。前記各含有量範囲を前提に、Ｓｉ／Ｍｇの質量比を１以上とすることによって、０．２％耐力がさらに向上する。Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１未満では、０．２％耐力のさらなる向上効果が得られない。
本発明のアルミニウム合金は、Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１以上であることが好ましい。前記各含有量範囲を前提に、Ｓｉ／Ｍｇの質量比を１以上とすることによって、０．２％耐力がさらに向上する。Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１未満では、０．２％耐力のさらなる向上効果が得られない。
また、本発明のＡｌ合金鍛造材は、その水素ガス濃度を以下の範囲に規定することが
好ましい。
（水素：０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下）
水素（Ｈ2）は、特に、Ａｌ合金鍛造材の加工度が小さくなる場合、水素に起因する気
泡等の鍛造欠陥が生じやすく、破壊の起点となるため、靱性や疲労特性が低下し易い。
そして、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特に水素による影響が大きい。し
たがって、水素は０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下のできるだけ少ない含有量とすること
が好ましい。
好ましい。
（水素：０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下）
水素（Ｈ2）は、特に、Ａｌ合金鍛造材の加工度が小さくなる場合、水素に起因する気
泡等の鍛造欠陥が生じやすく、破壊の起点となるため、靱性や疲労特性が低下し易い。
そして、高強度化した輸送機の構造材などにおいては、特に水素による影響が大きい。し
たがって、水素は０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下のできるだけ少ない含有量とすること
が好ましい。
次に、本発明に係るＡｌ合金鍛造材の製造方法について説明する。本発明の製造方法は
、溶解工程と、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。本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造自体は、製造条件の調整による、Ａｌ合金鍛
造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲への制御、０．２％耐力および靭性の制御以外は、常法により製造が可能である。以下に、前記導電率を範囲内とするなど、Ａｌ合金鍛造材の特性を向上させる各工程の条件について説明する。
、溶解工程と、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。本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造自体は、製造条件の調整による、Ａｌ合金鍛
造材表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲への制御、０．２％耐力および靭性の制御以外は、常法により製造が可能である。以下に、前記導電率を範囲内とするなど、Ａｌ合金鍛造材の特性を向上させる各工程の条件について説明する。
（溶解工程）
溶解工程は、前記化学成分組成のＡｌ合金を溶解して溶湯とする工程である。
溶解工程は、前記化学成分組成のＡｌ合金を溶解して溶湯とする工程である。
（鋳造工程）
鋳造工程は、前記化学成分組成に溶解調整された溶湯を鋳造して鋳塊とする工程である
。そして、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して鋳造する。なお、鋳塊の形状は、丸棒などのインゴットやス
ラブ形状などがあり、特に制限されるものではない。
鋳造工程は、前記化学成分組成に溶解調整された溶湯を鋳造して鋳塊とする工程である
。そして、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して鋳造する。なお、鋳塊の形状は、丸棒などのインゴットやス
ラブ形状などがあり、特に制限されるものではない。
また、鋳塊の結晶粒を微細化し、かつ、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、
Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を小さくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくするた
めには、溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して鋳塊とする。冷却速度が遅い
と、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を
小さくすることができず、晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。この結
果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下する。ここで、溶湯の冷却速度は、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度とする。
Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を小さくし、晶析出物同士の平均間隔を大きくするた
めには、溶湯を、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却して鋳塊とする。冷却速度が遅い
と、粒界上に存在するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を
小さくすることができず、晶析出物同士の平均間隔を大きくすることができない。この結
果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下する。ここで、溶湯の冷却速度は、液相線温度から固相線温度までの平均冷却速度とする。
（均質化熱処理工程）
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、昇温
速度５℃／ｍｉｎ以下、保持温度４５０〜５５０℃で鋳塊に均質化熱処理を施す。
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、昇温
速度５℃／ｍｉｎ以下、保持温度４５０〜５５０℃で鋳塊に均質化熱処理を施す。
保持温度が５５０℃を超えて高過ぎると、前記（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）3ＳｉＡｌ
12系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。そして、結晶粒内に微細
な分散粒子を比較的多数分散存在させることができず、結晶粒微細化が得られない。この
結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下する。
12系分散粒子自体が粗大化し、分散粒子自体の数も不足する。そして、結晶粒内に微細
な分散粒子を比較的多数分散存在させることができず、結晶粒微細化が得られない。この
結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の０．２％耐力が低下する。
一方、保持温度が４５０℃未満と低過ぎても、前記（Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）3Ｓｉ
Ａｌ12系分散粒子の析出数が少なくなり、分散粒子自体の数が不足する。また、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物を十分に固溶させることができず、後記す
る調質工程後のＡｌ合金鍛造材の組織の粒界上に存在するＭｇ2ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ
−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を小さくできず、これら晶析出物同士の平
均間隔を大きくすることが難しくなる。この結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材
表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲（以下、本発明
範囲）へ制御できなくなる。
Ａｌ12系分散粒子の析出数が少なくなり、分散粒子自体の数が不足する。また、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物を十分に固溶させることができず、後記す
る調質工程後のＡｌ合金鍛造材の組織の粒界上に存在するＭｇ2ＳｉやＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ
−（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ）系晶析出物の平均粒径を小さくできず、これら晶析出物同士の平
均間隔を大きくすることが難しくなる。この結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材
表面の導電率を４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下の範囲（以下、本発明
範囲）へ制御できなくなる。
なお、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の０．２％耐力を維持するために、保持温
度への昇温速度は５℃／ｍｉｎ以下と遅くする。また、保持温度での保持時間は、２ｈｒ
以上が好ましい。さらに、均質化熱処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが適宜用
いられる。ここで、鋳塊の昇温速度は、室温から保持温度到達までの平均昇温速度とする。
度への昇温速度は５℃／ｍｉｎ以下と遅くする。また、保持温度での保持時間は、２ｈｒ
以上が好ましい。さらに、均質化熱処理には、空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが適宜用
いられる。ここで、鋳塊の昇温速度は、室温から保持温度到達までの平均昇温速度とする。
（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、メカニカル鍛造や
油圧鍛造などにより鋳塊に熱間鍛造を施す工程である。この際、鍛造素材の熱間鍛造の開
始温度は、４６０〜５４０℃とする。開始温度が４６０℃未満では、鍛造組織における亜
結晶粒組織の割合が減少し、鍛造組織の粒界が減少するため、Ｍｇ2Ｓｉの析出が抑制さ
れる。その結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御
できなくなり、０．２％耐力が低下する。一方、開始温度が５４０℃を超える場合では、鍛造時の加工発熱により、組織の一部が溶融する場合があり、導電率を本発明範囲へ制御できなくなり、０．２％耐力および耐食性が低下する。
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、メカニカル鍛造や
油圧鍛造などにより鋳塊に熱間鍛造を施す工程である。この際、鍛造素材の熱間鍛造の開
始温度は、４６０〜５４０℃とする。開始温度が４６０℃未満では、鍛造組織における亜
結晶粒組織の割合が減少し、鍛造組織の粒界が減少するため、Ｍｇ2Ｓｉの析出が抑制さ
れる。その結果、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲へ制御
できなくなり、０．２％耐力が低下する。一方、開始温度が５４０℃を超える場合では、鍛造時の加工発熱により、組織の一部が溶融する場合があり、導電率を本発明範囲へ制御できなくなり、０．２％耐力および耐食性が低下する。
また、鍛造素材の熱間鍛造の終了温度は、導電率を本発明範囲内に入れる点からは、３５０〜５４０℃であることが好ましい。さらに、Ａｌ合金鍛造材に残留する鋳造組織を無くし、０．２％耐力と靱性をより向上させるために、鍛造素材として、鋳塊を均質化熱処理後、押出や圧延加工したものを使用してもよい。
そして、鍛造素材の熱間鍛造の終了温度を３５０〜５４０℃にするためには、熱間鍛造の前に再加熱を実施したり、高温に保持できる金型を使用する等の工夫が必要である。
そして、鍛造素材の熱間鍛造の終了温度を３５０〜５４０℃にするためには、熱間鍛造の前に再加熱を実施したり、高温に保持できる金型を使用する等の工夫が必要である。
なお、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲内に収め易くす
るために、熱間鍛造はメカニカル鍛造方式で行うことが好ましく、鍛造回数も３回以内で
行うことが好ましい。また、Ａｌ合金鍛造材の形状は、最終製品形状に近いニアネットシ
ェイプ形状などがあり、特に制限されるものではない。
るために、熱間鍛造はメカニカル鍛造方式で行うことが好ましく、鍛造回数も３回以内で
行うことが好ましい。また、Ａｌ合金鍛造材の形状は、最終製品形状に近いニアネットシ
ェイプ形状などがあり、特に制限されるものではない。
（調質工程）
調質工程は、Ａｌ合金鍛造材の必要な０．２％耐力、靱性および耐食性を得るために、
鍛造工程の後に、溶体化処理と人工時効硬化処理を行う工程である。調質工程は、具体的
には、Ｔ６（５２０〜５７０℃での溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理）、
Ｔ７（前記溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理条件を超えて過剰時効処理）
、Ｔ８（前記溶体化処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬化処理）等
である。
調質工程は、Ａｌ合金鍛造材の必要な０．２％耐力、靱性および耐食性を得るために、
鍛造工程の後に、溶体化処理と人工時効硬化処理を行う工程である。調質工程は、具体的
には、Ｔ６（５２０〜５７０℃での溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理）、
Ｔ７（前記溶体化処理後、最大強さを得る人工時効硬化処理条件を超えて過剰時効処理）
、Ｔ８（前記溶体化処理後、冷間加工を行い、更に最大強さを得る人工時効硬化処理）等
である。
溶体化処理は、保持温度：５２０〜５７０℃の範囲で行う。この保持温度が低過ぎると
、溶体化が不足して、Ｍｇ2Ｓｉの固溶が不十分となり、導電率を本発明範囲へ制御でき
なくなり、０．２％耐力が低下する。また、保持温度が高過ぎると、局所的な溶融、結晶粒の粗大化が生じ、０．２％耐力が低下する。なお、溶体化処理における保持時間、昇温速度は、０．２％耐力を保証するために、保持時間２０分〜２０時間、昇温速度１００℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。ここで、Ａｌ合金鍛造材の昇温速度は、溶体化処理の投入時温度から保持温度到達までの平均昇温速度とする。
、溶体化が不足して、Ｍｇ2Ｓｉの固溶が不十分となり、導電率を本発明範囲へ制御でき
なくなり、０．２％耐力が低下する。また、保持温度が高過ぎると、局所的な溶融、結晶粒の粗大化が生じ、０．２％耐力が低下する。なお、溶体化処理における保持時間、昇温速度は、０．２％耐力を保証するために、保持時間２０分〜２０時間、昇温速度１００℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。ここで、Ａｌ合金鍛造材の昇温速度は、溶体化処理の投入時温度から保持温度到達までの平均昇温速度とする。
なお、溶体化処理後に焼入れ処理を行ってもよい。そして、焼入れ処理は、水中、温湯
中への冷却により行い、冷却速度は、靭性、疲労特性の低下を防止するため、４０℃／ｓ
ｅｃ以上で行うことが好ましい。また、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。
中への冷却により行い、冷却速度は、靭性、疲労特性の低下を防止するため、４０℃／ｓ
ｅｃ以上で行うことが好ましい。また、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。
人工時効硬化処理は、その温度と時間が人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導
電率に大きく影響する。このため、それまでの製造履歴を考慮した上で、導電率を本発明
範囲内に収めて必要な０．２％耐力を得るとともに、他に必要な靱性や耐食性を得るため
の条件を選択する必要がある。この点、合金元素量や人工時効硬化処理までの製造履歴（
条件）によっても異なり、個々の製造工程や製造設備での確認が必要ではあるが、人工時
効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲とするために、人工時効硬化処
理は、前記Ｔ６、Ｔ７、Ｔ８の調質処理材となる条件（最大強さ）を考慮しながら、１７
０〜２００℃×４〜９ｈｒの範囲から選択する。なお、人工時効硬化処理には、空気炉、
誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。
電率に大きく影響する。このため、それまでの製造履歴を考慮した上で、導電率を本発明
範囲内に収めて必要な０．２％耐力を得るとともに、他に必要な靱性や耐食性を得るため
の条件を選択する必要がある。この点、合金元素量や人工時効硬化処理までの製造履歴（
条件）によっても異なり、個々の製造工程や製造設備での確認が必要ではあるが、人工時
効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材表面の導電率を本発明範囲とするために、人工時効硬化処
理は、前記Ｔ６、Ｔ７、Ｔ８の調質処理材となる条件（最大強さ）を考慮しながら、１７
０〜２００℃×４〜９ｈｒの範囲から選択する。なお、人工時効硬化処理には、空気炉、
誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用いられる。
また、本発明の製造方法は、溶解工程と鋳造工程との間に脱ガス工程を含むことが好ま
しい。
（脱ガス工程）
脱ガス工程は、溶解工程で溶解された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。
しい。
（脱ガス工程）
脱ガス工程は、溶解工程で溶解された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、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（ＬＩＳ Ａ０６
−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（ＬＩＳ Ａ０６−１９９３）により測定することによって求めることがで
きる。
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（ＬＩＳ Ａ０６
−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（ＬＩＳ Ａ０６−１９９３）により測定することによって求めることがで
きる。
また、本発明の製造方法は、鍛造工程の前にフォージングロール等によるプリフォーム工程を設けることも可能である。
次に、本発明の実施例を説明する。表１に示す化学成分組成のＡｌ合金鋳塊（φ６８ｍ
ｍ径×５８０ｍｍ長さの丸棒）を、ホットトップ鋳造法により、２０℃／ｓｅｃの冷却速
度により鋳造した。そして、この鋳塊を、昇温速度５℃／ｍｉｎとして、５５０℃×４ｈ
ｒで均質化熱処理した。
ｍ径×５８０ｍｍ長さの丸棒）を、ホットトップ鋳造法により、２０℃／ｓｅｃの冷却速
度により鋳造した。そして、この鋳塊を、昇温速度５℃／ｍｉｎとして、５５０℃×４ｈ
ｒで均質化熱処理した。
更に、表２に示す鍛造開始温度、鍛造終了温度で、上下金型を用いたメカニカル鍛造に
より合計の鍛造加工率が７５％となるように３回の熱間鍛造を行い、自動車足回り部材形
状のＡｌ合金鍛造材を製造した。この鍛造材は最薄肉部の厚みが６ｍｍであった。
より合計の鍛造加工率が７５％となるように３回の熱間鍛造を行い、自動車足回り部材形
状のＡｌ合金鍛造材を製造した。この鍛造材は最薄肉部の厚みが６ｍｍであった。
次に、Ａｌ合金鍛造材を空気炉で５５０℃で１ｈｒの溶体化処理した後、水冷（水焼入
れ）を行い、引き続いて空気炉で１９０℃で５ｈｒの人工時効硬化処理を行った。
れ）を行い、引き続いて空気炉で１９０℃で５ｈｒの人工時効硬化処理を行った。
そして、前記Ａｌ合金鍛造材から３個の試験片を採取し、表２に示すように、表面の導
電率、強度の指標となる引張強度、０．２％耐力、伸びなどの引張特性や、靱性の指標となるシャルピー衝撃値（機械的性質）の調査を行った。また、表２の各値は、各々３個の採取試験片の平均値を示す。そして、引張強度、０．２％耐力、伸びの測定は、図１に示す試験片Ｓ１をＡｌ合金鍛造材より採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じて行った。また、シャルピー衝撃値は、図２に示す試験片Ｓ２をＡｌ合金鍛造材より採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準じて行った。なお、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ2以上であるとき、良好であるとした。
電率、強度の指標となる引張強度、０．２％耐力、伸びなどの引張特性や、靱性の指標となるシャルピー衝撃値（機械的性質）の調査を行った。また、表２の各値は、各々３個の採取試験片の平均値を示す。そして、引張強度、０．２％耐力、伸びの測定は、図１に示す試験片Ｓ１をＡｌ合金鍛造材より採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準じて行った。また、シャルピー衝撃値は、図２に示す試験片Ｓ２をＡｌ合金鍛造材より採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準じて行った。なお、０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ2以上であるとき、良好であるとした。
また、別途、Ａｌ合金鍛造材から図３に示すＣリングの試験片Ｓ３を採取し、応力腐食
割れ試験を行った。応力腐食割れ試験条件は、前記Ｃリング試験片Ｓ３を用いてＡＳＴＭＧ４７の交互浸漬法の規定に準じて行った。試験条件は、Ｃリング試験片Ｓ３に、試験片Ｓ３のＬＴ方向の耐力の７５％の応力を負荷した状態で、塩水への浸漬と引き上げを繰り返して９０日間行い、試験片の応力腐食割れ発生の有無を確認した。応力腐食割れが発生している場合を耐応力腐食割れ性が×（不良）、応力腐食割れではないが、応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生している場合を耐応力腐食割れ性が△（やや不良）、応力腐食割れや粒界腐食（表面的な全面腐食を含む）が発生していない場合を耐応力腐食割れ性が○（良好）として、これらの結果を表２に示す。
割れ試験を行った。応力腐食割れ試験条件は、前記Ｃリング試験片Ｓ３を用いてＡＳＴＭＧ４７の交互浸漬法の規定に準じて行った。試験条件は、Ｃリング試験片Ｓ３に、試験片Ｓ３のＬＴ方向の耐力の７５％の応力を負荷した状態で、塩水への浸漬と引き上げを繰り返して９０日間行い、試験片の応力腐食割れ発生の有無を確認した。応力腐食割れが発生している場合を耐応力腐食割れ性が×（不良）、応力腐食割れではないが、応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生している場合を耐応力腐食割れ性が△（やや不良）、応力腐食割れや粒界腐食（表面的な全面腐食を含む）が発生していない場合を耐応力腐食割れ性が○（良好）として、これらの結果を表２に示す。
表１、表２に示すように、本発明の特許請求の範囲を満足するＡｌ合金鍛造材（Ｎｏ．
１〜１０、１０Ａ〜１０Ｈ：実施例）は、０．２％耐力、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が優れていた。一方、本発明の特許請求の範囲を満足しないＡｌ合金鍛造材（Ｎｏ．１１〜３４：比較例）は、０．２％耐力、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性のいずれかが劣っていた。
１〜１０、１０Ａ〜１０Ｈ：実施例）は、０．２％耐力、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が優れていた。一方、本発明の特許請求の範囲を満足しないＡｌ合金鍛造材（Ｎｏ．１１〜３４：比較例）は、０．２％耐力、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性のいずれかが劣っていた。
具体的には、Ｎｏ．１１は、Ｍｇ含有量が下限値未満であるため、シャルピー衝撃値お
よび耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１２は、Ｍｇ含有量が上限値を超えるため、
導電率が下限値未満となり、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１３は、Ｓｉ含有量が下限値未満であるため、０．２％耐力、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１４は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１５は、Ｃｕ含有量が下限値未満であるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．１６は、Ｃｕ含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１７は、Ｍｇ、ＳｉおよびＣｕの含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が劣っていた。
よび耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１２は、Ｍｇ含有量が上限値を超えるため、
導電率が下限値未満となり、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１３は、Ｓｉ含有量が下限値未満であるため、０．２％耐力、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１４は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１５は、Ｃｕ含有量が下限値未満であるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．１６は、Ｃｕ含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．１７は、Ｍｇ、ＳｉおよびＣｕの含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、シャルピー衝撃値および耐応力腐食割れ性が劣っていた。
Ｎｏ．１８は、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒを含有してないため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．１９は、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２０は、Ｃｒ含有量が上限値を超えるため、０．２％耐力および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．２１は、Ｚｒ含有量が上限値を超えるため、０．２％耐力および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．２２は、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒの含有量が上限値を超えるため、導電率が下限値未満となり、０．２％耐力が劣っていた。
Ｎｏ．２３は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、鋳造時の冷却速度が下限
値未満であるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２４は、化学成分組成は特許請求
の範囲を満足するが、均質化熱処理時の昇温速度が上限値を超えるため、０．２％耐力が
劣っていた。Ｎｏ．２５は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、均質化熱処理
時の保持温度が上限値を超えるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２６は、特許文
献１のＡｌ合金鍛造材であって、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、鍛造開始
温度が下限値未満であるため、導電率が下限値未満となり、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２７は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、鍛造開始温度が上限値を超えるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．２８は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、溶体化処理温度が下限値未満であるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２９は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、人工時効硬化処理温度が上限値を超えるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力が劣っていた。
値未満であるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２４は、化学成分組成は特許請求
の範囲を満足するが、均質化熱処理時の昇温速度が上限値を超えるため、０．２％耐力が
劣っていた。Ｎｏ．２５は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、均質化熱処理
時の保持温度が上限値を超えるため、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２６は、特許文
献１のＡｌ合金鍛造材であって、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、鍛造開始
温度が下限値未満であるため、導電率が下限値未満となり、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２７は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、鍛造開始温度が上限値を超えるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力および耐応力腐食割れ性が劣っていた。Ｎｏ．２８は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、溶体化処理温度が下限値未満であるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力が劣っていた。Ｎｏ．２９は、化学成分組成は特許請求の範囲を満足するが、人工時効硬化処理温度が上限値を超えるため、導電率が上限値を超え、０．２％耐力が劣っていた。
Ｎｏ．３０は、Ｆｅ含有量が上限値を超えるため、シャルピー衝撃値が劣っていた。Ｎｏ．３１は、Ｆｅ含有量が下限値未満であるため、鋳造時に割れが発生し鍛造不可であった。Ｎｏ．３２は、Ｔｉ含有量が上限値を超えるため、シャルピー衝撃値が劣っていた。Ｎｏ．３３は、Ｂ含有量が上限値を超えるため、シャルピー衝撃値が劣っていた。Ｎｏ．３４は、ＴｉおよびＢが含有されていないため、鋳造組織が粗大となり鍛造時に割れが発生した。
Ｓ１ 試験片
Ｓ２ 試験片
Ｓ３ 試験片
Ｓ２ 試験片
Ｓ３ 試験片
Claims (4)
- Ｍｇ：０．６０〜１．８０質量％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０質量％、Ｃｕ：０．２０
〜１．００質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１５質量％、Ｂ：１〜５００ｐｐｍを含み、更に、Ｍｎ：０．１０〜０．６０質量％、Ｃｒ：０．１０〜０．４０質量％およびＺｒ：０．１０〜０．２０質量％の一種または二種以上を含み、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の表面で測定した、２０℃での導電率が４２．５ＩＡＣＳ％を超え４６．０ＩＡＣＳ％以下であり、前記アルミニウム合金鍛造材の０．２％耐力が３６０ＭＰａ以上、かつ、シャルピー衝撃値が６Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造材。 - 前記アルミニウム合金は、Ｓｉ／Ｍｇの質量比が１以上であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造材。
- 前記アルミニウム合金鍛造材の水素ガス濃度が、０．２５ｍｌ／１００ｇＡｌ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金鍛造材。
- 請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
前記アルミニウム合金を溶解して溶湯とする溶解工程と、
前記溶湯を冷却速度１０〜２０℃／ｓｅｃで鋳造して鋳塊とする鋳造工程と、
前記鋳塊に昇温速度５℃／ｍｉｎ以下、保持温度４５０〜５５０℃、保持時間２ｈｒ以上で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４６０〜５４０℃、終了温度３５０〜５４０℃、鍛造回数３回以内の熱間鍛造を施す鍛造工程と、
前記鍛造工程の後に、昇温速度１００℃／ｈｒ以上、保持温度５２０〜５７０℃、保持時間２０分〜２０時間の溶体化処理と、冷却速度４０℃／ｓｅｃ以上の焼入れ処理と、１７０〜２００℃で４〜９ｈｒの人工時効硬化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。
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