汽车用铝合金锻造材及其制造方法 |
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| 申请号 | CN201310106450.4 | 申请日 | 2013-03-29 | 公开(公告)号 | CN103361520A | 公开(公告)日 | 2013-10-23 |
| 申请人 | 株式会社神户制钢所; | 发明人 | 堀雅是; 稻垣佳也; | ||||
| 摘要 | 本 发明 提供维持良好的耐 腐蚀 性，同时 抗拉强度 优异的 汽车 用 铝 合金 锻造 材及其制造方法。汽车用 铝合金 锻造材由下述铝合金构成，该铝合金含有Si：0.7～1.5 质量 ％、Fe：0.1～0.5质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％以及Mn：0.3～1.0质量％，还含有Cr：0.1～0.4质量％以及Zr：0.01～0.2质量％中的至少任一个，将Cu限定在0.1质量％以下并将Zn限定在0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量是Al以及不可避免的杂质，其中，距表面的再结晶深度为5mm以下。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种汽车用铝合金锻造材，其特征在于，是由如下的铝合金构成的铝合金锻造材，该铝合金含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～ |
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| 说明书全文 | 汽车用铝合金锻造材及其制造方法技术领域背景技术[0002] 一直以来，在车辆、船舶、飞机、摩托车或汽车等的运输用车辆的结构构件中，使用的是JIS规格或AA规格所规定的6000系(Al-Mg-Si系)等的铝合金(以下简略表述为“Al合金”。)。该6000系铝合金，耐腐蚀性比较优异，另外废料能够作为6000系铝合金熔解原料再利用，从再循环性这一点出发也优异。 [0003] 另外，运输用车辆的结构材中，从降低制造成本、对复杂形状部件的加工的点出发，使用铝合金铸造材和铝合金锻造材。其中，要求高强度且高韧性等的机械特性的强度部件，例如，上臂、下臂等的汽车用底盘构件中主要使用铝合金锻造材。 [0004] 这些铝合金锻造材在对铝合金铸造材进行均质化热处理后，进行机械锻造、油压锻造等热锻，其后实施固溶处理、淬火处理和人工时效处理(以下也简称为时效处理)等的调质处理而制造。还有，为了锻造铝合金，对铸造材进行均质化热处理后，也使用经挤压加工的挤压材。 [0005] 近年来，在这些运输用车辆的强度部件中，低油耗、低CO2排放的要求高涨，因此，需要进一步轻量化(薄壁化)。在现有的这些用途中，使用6061或6151等6000系铝合金锻造材，但在强度和韧性的点上，性能不充分。 [0006] 为了解决这些问题，本发明者们先在专利文献1中提出了一种耐腐蚀性优异的高强度高韧性铝合金锻造材，其含有Mg：0.6～1.8％(质量％，下同)、Si：0.6～1.8％，还含有Cr：0.1～0.2％以及Zr：0.1～0.2％的一种或二种，并且，分别限定Cu：0.25％以下、Mn：0.05％以下、Fe：0.30％以下、氢：0.25cc/100gAl以下，余量是Al以及不可避免的杂质，在铝合金组织的晶界上存在的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系晶析出物的平均粒径为1.2μm以下，并且，这些结晶析出物彼此的平均间隔为3.0μm以上。 [0007] 【专利文献1】特开2001-107168号公报 [0008] 但是，专利文献1中记载的铝合金锻造材虽然耐腐蚀性良好，但判明由于Mn、Cr、Zr所代表的过渡元素少，所以容易发生再结晶导致的晶粒粗大化，抗拉强度的偏差非常大。特别是，作为汽车的底盘部件用时，由于要求可靠性高的抗拉强度，所以抗拉强度的偏差大时，存在设计中使用的抗拉强度低下，难以在这种用途中推广的问题。 发明内容[0009] 本发明鉴于上述情况而形成，其课题在于，提供一种维持良好的耐腐蚀性，同时抗拉强度优异的汽车用铝合金锻造材及其制造方法。 [0010] 因此，本发明者们对上述抗拉强度的偏差的原因进行了研究。其结果发现，在进行铝合金锻造材的抗拉试验时，破断时的龟裂的起点基本上从表面附近进入，与部件的厚度没有直接关系，锻造材表面附近的再结晶组织由于强度低所以容易发生龟裂，以及容易发生龟裂与表面附近的再结晶组织的深度相关。而且，通过将铝合金锻造材的距表面的再结晶组织的深度限定在特定数值以下，能够大幅减少抗拉强度的偏差，提高抗拉强度。 [0011] 另外，为了使这种铝合金锻造材的距表面的再结晶组织的深度在特定数值以下，对构成铝合金的元素的组成以及制造条件进行了研究，其结果发现，在特定的合金组成、特定的制造条件下进行制造，由此，能够实现优异的再现性以及抗拉强度的提高，从而完成本发明。 [0012] 为解决所述课题，本发明的汽车用铝合金锻造材，其特征在于，由如下的铝合金构成，该铝合金含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％以及Mn：0.3～1.0质量％，还含有Cr：0.1～0.4质量％以及Zr：0.01～0.2质量％中的至少任一种元素，限定Cu：0.1质量％以下以及Zn：0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量是Al以及不可避免的杂质，其中，距表面的再结晶深度为5mm以下。 [0013] 另外，优选所述汽车用铝合金锻造材，由如下的铝合金构成，该铝合金含有Si：1.0～1.3质量％、Fe：0.2～0.4质量％、Mg：0.7～1.1质量％、Ti：0.01～0.08质量％以及Mn：0.5～0.9质量％，还含有Cr：0.1～0.3质量％以及Zr：0.05～0.2质量％中的至少一种元素，限定Cu：0.1质量％以下以及Zn：0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量为Al以及不可避免的杂质，其中，距表面的再结晶深度为5mm以下。 [0014] 根据所述构成，通过含有规定量的Si、Mg，特别是含有较多量的Si，从而使Mg2Si的析出量增加，以及通过含有过渡元素，特别是含有较多量的Mn，从而锻造材的结晶组织微细化，减少再结晶组织的深度。提高抗拉强度。 [0015] 另外，通过将Cu含量限定在特定数值以下，以及积极含有过渡元素使锻造材的结晶组织微细化，从而能够钝化晶界腐蚀敏感性，保持耐腐蚀性。另外，通过使Fe含量为比较少量，将氢量限定在规定量以下，从而抑制韧性、疲劳特性的低下。 [0016] 在使用具有这种组成的铝合金的铝合金锻造材中，通过将距表面的再结晶深度控制在5mm以下，从而能够维持良好的耐腐蚀性，作为锻造材实现抗拉强度的提高。另外，通过将距表面的再结晶深度控制在低于1mm，从而能够维持良好的耐腐蚀性，同时进一步实现作为锻造材的抗拉强度的提高。 [0017] 另外，本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法，包括：在加热温度700～780℃且铸造速度200～400mm/分钟铸造所述铝合金的铸锭的铸造工序；以0.5℃/分钟以上但低于10℃/分钟的速度将所述铸锭升温，在480～560℃进行2～12小时的均质化热处理，以1.0℃/分钟以上冷却到300℃以下的均质化热处理工序；在500～560℃加热经所述均质化热处理的铸锭0.75～6小时的加热工序；以锻造开始温度为450～560℃、锻造结束温度为360℃以上对所述铸锭进行锻造得到规定形状的锻造材的锻造工序；在500～560℃对所述锻造材进行超过0但在24小时以内的固溶处理的固溶处理工序；将经所述固溶处理的锻造材在75℃以下进行淬火的淬火工序；在140～200℃对经所述淬火的锻造材进行1～24小时的人工时效处理的人工时效处理工序。 [0018] 另外，作为本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法，可以在加热工序后，进行对铸锭进行预成形的预成形工序，其后进行锻造工序。另外，也可以在均质化热处理工序后，进行对铸锭进行挤压加工的挤压加工工序，其后进行加热工序。 [0019] 特别是，在所述顺序中，通过严密控制设置在均质化热处理后在500～560℃加热0.75～6小时的加热工序；将均质化热处理工序的热处理温度和冷却速度控制在规定的范围内；将锻造工序的开始温度·结束温度控制在规定的范围内；采用规定条件作为固溶处理工序的温度和时间等多个工序的条件，从而能够将作为最终制品的铝合金锻造材的距表面的再结晶深度控制在5mm以下。 [0020] 本发明的汽车用铝合金锻造材，抗拉强度的偏差少，耐应力腐蚀裂纹性、抗拉强度、0.2％屈服强度以及拉伸率优异。另外，根据本发明的制造方法，能够制造维持耐腐蚀性，同时抗拉强度优异的汽车用铝合金锻造材。附图说明 [0021] 图1是表示本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法的工序的流程图。 [0022] 图2是表示实施例、比较例中记载的汽车用铝合金锻造材试料的制造工序的模式图。 [0024] 图4是表示实施例、比较例中记载的耐应力腐蚀裂纹性评价用试验片(SCC试验用C环)的尺寸的图。(a)是俯视图，(b)是侧视图，(b)是从(a)的箭头方向看的图。 [0025] 图5是表示(a)L型以及(b)I型的汽车底盘部件形状的铝合金锻造材中的再结晶深度的测定位置的图。 [0026] 图6是表示铝合金锻造材截面的宏观组织观察到的再结晶部位的图。 [0027] 图7是模式地表示图5(a)的汽车底盘部件形状的铝合金锻造材的切截面中通过宏观组织观察到的再结晶部位的图。 [0028] 符号说明 [0029] S；本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法 [0030] S1；铸造工序 [0031] S2；均质化热处理工序 [0032] S3；挤压加工工序 [0033] S4；加热工序 [0034] S5；预成形工序 [0035] S6；锻造工序 [0036] S7；固溶处理工序 [0037] S8；淬火工序 [0038] S9；人工时效处理工序 [0039] PL；分型线 [0040] 10；L型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材 [0041] 20；I型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材 具体实施方式[0042] 以下，对本发明的汽车用铝合金锻造材及其制造方法进行详细说明。首先，对本发明的铝合金进行说明。 [0043] 本发明的铝合金含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.1～0.5质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％以及Mn：0.3～1.0质量％，还含有Cr：0.1～0.4质量％以及Zr：0.01～0.2质量％中的至少一种，限定Cu：0.1质量％以下以及Zn：0.05质量％以下，氢量：0.25ml/100gAl以下，余量为Al以及不可避免的杂质。 [0044] 对构成本发明的铝合金的各元素含量如下进行说明。 [0045] (Si：0.7～1.5质量％) [0046] Si是通过人工时效处理与Mg一起作为Mg2Si(β’相)析出，在作为最终制品的铝合金锻造材的使用时赋予高强度(屈服强度)的必须元素。Si的含量低于0.7质量％时，通过人工时效不能得到充分的强度。另一方面，Si的含量超过1.5质量％时，在铸造时以及固溶处理后的淬火途中，粗大的单体Si粒子结晶并析出，使耐腐蚀性和韧性低下。另外，Si过量时，晶界上存在的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系结晶析出物的平均粒径不会变小，不能增大这些结晶析出物彼此的平均间隔。 [0047] 其结果是，与后述Mg的情况同样，使铝合金锻造材的耐腐蚀性和韧性低下。另外，铝合金锻造材的拉伸率变低等，也阻碍加工性。作为目标，优选Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径为1.2μm以下，结晶析出物彼此的平均间隔为3.0μm以上。在此，关于Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径和平均间隔的认知记载在本申请人申请的特开2001-107168号公报中。Si的含量优选为0.9～1.4质量％的范围，更优选为1.0～1.3质量％的范围。 [0048] (Fe：0.1～0.5质量％) [0049] Fe使Al7Cu2Fe、Al12(Fe、Mn)3Cu2、(Fe、Mn)Al6等Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物生成。这些结晶析出物如上所述，使破坏韧性以及疲劳特性等劣化。特别是，Fe的含量为0.5质量％，更严密地说，超过0.3质量％时，难以使Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的合计面积率以单位面积计为1.5％以下和优选的1.0％以下，不能得到运输用车辆的结构材等所要求的具有更高强度且高韧性的铝合金锻造材。在此，关于Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的面积率的认知记载在本申请人的申请的特开2008-163445号公报中。Fe的含量优选为0.2～0.4质量％的范围，更优选为0.2～0.3质量％的范围。 [0050] (Mg：0.6～1.2质量％) [0051] Mg通过人工时效处理与Si一起作为Mg2Si(β’相)析出，是在作为最终制品的铝合金锻造材的使用时赋予高强度(屈服强度)所必须的元素。Mg的含量低于0.6质量％时，时效硬化量降低。另一方面，Mg的含量超过1.2质量％时，强度(屈服强度)变得过高，阻碍铸锭的锻造性。另外，在固溶处理后的淬火途中，多量的Mg2Si容易析出，晶界上存在的Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径不会变小，不能增大这些结晶析出物彼此的平均间隔。作为目标，优选Mg2Si和Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径为1.2μm以下，晶析出物彼此的平均间隔为3.0μm以上。Mg的含量优选为0.7～1.1质量％的范围，更优选为0.8～1.0质量％的范围。 [0052] (Ti：0.01～0.1质量％) [0053] Ti是为了使铸锭的晶粒微细化，提高挤压、轧制、锻造时的加工性而添加的元素。但是，含有Ti低于0.01质量％时，晶粒的微细化不充分，不能得到提高加工性的效果，另一方面，含有TI超过0.1质量％时，形成粗大的结晶析出物，容易使所述加工性低下。Ti的含量优选为0.01～0.08质量％的范围，更优选为0.02～0.05质量％的范围。 [0054] (Mn：0.3～1.0质量％) [0055] (从Cr：0.1～0.4质量％以及Zr：0.01～0.2质量％中选出的至少一种)[0056] 这些元素在均质化热处理时以及其后的热锻时，生成Al6Mn和Al12Mg2Cr、Al-Cr系、Al-Zr系等金属间化合物的分散粒子(分散相)。这些分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，因此，能够得到微细的晶粒和亚晶粒。为此，需要这些元素中，Mn的含量为0.3～1.0质量％。Cr和Zr的含量，需要满足Cr为0.1～0.4质量％、Zr为0.01～0.2质量％中的至少任一种。 [0057] 但是，在含有Cr或Zr或者Cr和Zr的任一种情况下，均不能超过Cr为0.4质量％、Zr为0.2质量％的各自的上限。 [0058] 这些元素的含量过少时，不能期待这些效果，另一方面，含量过量时，容易在熔融、铸造时生成粗大的Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系金属间化合物和结晶析出物，成为破坏的起点，是使韧性和疲劳特性低下的原因。此时，不能使Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的合计面积率以单位面积计在1.5％以下和优选的1.0％以下，不能得到高韧性和高疲劳特性。 [0059] Mn的含量优选为0.5～0.9质量％的范围，更优选为0.6～0.8质量％的范围。Cr的含量优选为0.1～0.3质量％的范围，更优选为0.2～0.3质量％的范围。Zr的含量优选为0.05～0.2质量％的范围，更优选为0.1～0.2质量％的范围。 [0060] (Cu：0.1质量％以下) [0061] Cu显著提高铝合金锻造材的组织的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性，使铝合金锻造材的耐腐蚀性和耐久性低下。从这个观点出发，在本发明中，尽可能地将Cu的含量限定为少。但是，在操作上，不可避免地会有0.1质量％程度的混入，由于影响轻微，所以将Cu的含量限定在0.1质量％以下。 [0062] (Zn：0.05质量％以下) [0063] 由于Zn的存在，在人工时效处理时，使MgZn2微细且高密度地析出，实现高抗拉强度。但是，Zn大幅降低制品的腐蚀电位，因此，耐腐蚀性变差。另外，由于和Mg化合析出，所以使Mg2Si析出量降低，作为结果是降低抗拉强度。为此，需要将Zn的含量限定在0.05质量％以下。 [0064] (氢：0.25ml/100gAl以下) [0065] 氢(H2)特别是在铝合金锻造材的加工度变小时，容易发生氢引起的气泡等的锻造缺陷，成为破坏的起点，容易使韧性和疲劳特性低下。特别是，在高强度化的运输用车辆的结构材等中，氢的影响大。因此，需要使氢的含量为0.25ml/100gAl以下。 [0066] (不可避免的杂质) [0067] 作为不可避免的杂质有C、Ni、Na、Ca、V等元素，可以在不阻碍本发明的特征的程度含有。具体地说，需要使这些不可避免的杂质元素，各自的元素含量分别为0.3质量％以下，合计含量为1.0质量％以下。 [0068] (再结晶深度) [0069] 本发明的铝合金锻造材的距表面的再结晶深度为5mm以下。在此，所谓再结晶是指，伴随晶粒成长的现象，变得比锻造后的晶粒大。图6中，作为一例显示铝合金锻造材截面的宏观组织观察的再结晶部位。图6的宏观组织观察中，白色部位为再结晶部位。 [0070] 本发明中的再结晶深度与铝合金锻造材的抗拉强度相关。由于和模具的摩擦和冷却，铝合金锻造材的表面部比内部更容易再结晶。成为再结晶组织的部位与未再结晶组织比较具有抗拉强度变低的倾向。为此，由于拉伸导致的成为破坏起点的龟裂容易在再结晶组织中发生。距表面的再结晶组织的深度变大时，龟裂容易进展，抗拉强度的偏差变大，作为其结果，使得设计时的抗拉强度大幅降低。从该观点出发，为了实现铝合金锻造材中优异的抗拉强度，需要将铝合金锻造材的距表面的再结晶深度抑制在5mm以下。再结晶深度优选为3mm以下，更优选为低于1mm。 [0071] 为了将铝合金锻造材的距表面的再结晶深度控制在5mm以下，在铝合金的组成中，需要将特别是Si、Fe、Mn的含量限定在规定范围内。另外，在后述的铝合金锻造材的制造方法中，需要严密控制下述多个工序的条件：在均质化热处理后设置在500～560℃加热0.75小时以上的加热工序；将均质化热处理工序的热处理温度和冷却速度控制在规定范围内；将锻造工序的开始温度、结束温度控制在规定范围内；固溶处理工序的温度和时间采用规定的条件等。 [0072] 在此，再结晶深度可以通过以下方法测定。在垂直地跨着分型线(PL)的截面即截面积最小的或者极力减小的位置切断铝合金锻造材。在此，所谓分型线是指在锻造加工时由上模和下模夹着铸锭时在锻造材表面形成的边界线(参照图2)。对其切断截面进行砂纸研磨后，用氯化第II铜水溶液进行蚀刻。其后，使用硝酸并进行水洗吹风干燥后，进行切断部的截面的宏观组织的观察。在切断部的截面中，测定再结晶部位的距表面的距离，成为最大的位置中的距离作为再结晶深度(mm)。 [0073] 接着，对本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法进行说明。图1是显示本发明的铝合金锻造材的制造方法的工序S的流程图。 [0074] 如图1所示，本发明的制造方法S包括铸造工序S1、均质化热处理工序S2、加热工序S4、锻造工序S6、固溶处理工序S7、淬火工序S8以及人工时效处理工序S9。另外，也可以在均质化热处理工序S2后，进行对铸锭进行挤压加工的挤压加工工序S3，在其后进行加热工序S4。另外，也可以在加热工序S4后，进行对铸锭进行预成形的预成形工序S5，在其后进行锻造工序S6。为了得到本发明的具有优异的抗拉强度和耐腐蚀性的汽车用铝合金锻造材，不仅需要采用所述铝合金的组成，对于制造方法也需要采用规定的条件。 [0075] 在本发明的汽车用铝合金锻造材的制造方法中，对于以下特别记载的以外的工序和条件，根据通常方法制造。以下，对各工序条件进行说明。 [0076] (铸造工序) [0077] 铸造工序S1是将熔融调整为所述铝合金的化学成分组成的熔液进行铸造而得到铸锭的工序。而且，适当地选择连续铸造法(例如，热顶(hottop)铸造法)和半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔融铸造法进行铸造。还有，铸锭的形状为圆棒等铸锭和坯料形状等，没有特别限定。 [0078] 在铸造工序S1中，加热温度需要为700～780℃。加热温度低于700℃时，容易比凝固温度降低，在中间包内熔液容易凝固，另外，铸造嘴堵塞，不能铸造。加热温度超过780℃时，难以凝固，在连续铸造时发生凝固壳破损这种漏出，也不能进行连续铸造。 [0079] 另外，铸造速度需要为200～400mm/分钟。低于200mm/分钟时，在中间包内熔液容易凝固，另外，铸造嘴堵塞，不能铸造。另外，凝固组织中形成粗大的晶出物，对抗拉强度、偏差产生不良影响。超过400mm/分钟时，容易发生凝固壳破损这种漏出，也不能进行连续铸造。 [0080] 另外，为了使铸锭的晶粒微细化，并且，减小晶界上存在的Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径，增大结晶析出物彼此的平均间隔，优选以10℃/sec以上的冷却速度冷却熔液形成铸锭。冷却速度慢时，不能减小晶界上存在的Al-Fe-Si-(Mn、Cr)系结晶析出物的平均粒径，不能增大结晶析出物彼此的平均间隔。 [0081] (均质化热处理工序) [0082] 均质化热处理工序S2是对所述铸锭实施规定的均质化热处理的工序。需要以0.5℃/分钟以上低于10℃/分钟的速度升温所述铸锭，在480～560℃进行2～12小时均质化热处理，以1.0℃/分钟以上冷却到300℃以下。在此，本发明的均质化热处理工序中的升温速度以及冷却速度的数值显示为作为平均值的数值。 [0083] 升温速度由铸锭的温度从室温到达规定的均质化热处理温度的平均升温速度表示，需要在0.5℃/分钟以上低于10℃/分钟。升温速度低于0.5℃/分钟时，粗大的Mg-Si系析出物容易生成，分散粒子在粗大的Mg-Si系析出物的周围生成，由此，变得不均质，容易发生再结晶。升温速度为10℃/分钟以上时，粗大的分散粒子容易形成，容易发生再结晶。 [0084] 均质化热处理是以使5～500nm左右的尺寸的分散粒子高密度地析出为目的。通过使分散粒子高密度地析出，提高对晶界移动的抑制，能够抑制再结晶。此时，最有效果的温度为480～560℃，为了充分析出，需要进行2小时以上。热处理温度在480～560℃的范围之外时，抑制再结晶有效的分散粒子变少或过于粗大，减弱抑制效果。热处理时间低于2小时时，分散粒子不能充分生成。另外，从生产性的观点出发，优选热处理时间为12小时以下。 [0085] 均质化热处理后的冷却速度，由铸锭的温度从均质化热处理温度到达300℃以下的平均冷却速度表示，需要以1.0℃/分钟以上进行冷却。冷却速度低于1.0℃/分钟时，由于在冷却途中粗大的Mg2Si等析出物析出，分散粒子的效果变小。另外，还有降低其后的加工性等影响。 [0086] 在均质化热处理中适于使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。 [0087] (挤压加工工序) [0088] 在本发明中，可以在均质化热处理工序S2后，进行对铸锭进行挤压加工的挤压加工工序S3，其后进行加热工序S4。在加入挤压加工工序S3时，从形成纤维状组织进一步提高抗拉强度和韧性的观点出发，为优选。 [0089] 在本发明中，不进行挤压加工工序S3时，在铸造工序S1后或均质化热处理工序S2后，也可以进行剥皮(ピ一リング)。在铸造后，在铸造品的表面会生成偏析相。该偏析相中，相比铸造品的内部添加元素大量存在，比铸造品内部硬且脆。为此，为了除去该表面的偏析相，在锻造工序S6中进行塑性加工前可以进行剥皮。 [0090] (加热工序) [0091] 加热工序S4是降低锻造工序S6中的变形阻抗，减少锻造加工产生的应变，进一步抑制再结晶的必要的工序。加热工序S4是为了使锻造加工最佳而进行的工序，需要和锻造温度同等以上的温度。 [0092] 在加热工序S4中，需要将经所述均质化热处理的铸锭在500～560℃加热0.75～6小时。加热温度低于500℃时，不能得到上述效果，高于560℃时，由于共晶熔融，在制品内部残存空隙，在锻造工序S6中容易发生锻造裂纹和共晶熔融等缺陷，强度显著下降。加热时间低于0.75小时时，不能充分均匀地加热到材料中心部，不能得到上述效果。另外，从维持在均质化热处理中生成的分散粒子的观点出发，优选加热时间为6小时以下。 [0093] (预成形工序) [0094] 在本发明中，在加热工序S4后，进行对铸锭进行预成形的预成形工序S5，在其后进行锻造工序S6。预成形的形成使用辊锻机等进行。作为预成形的形成，例如通过使棒状的铸锭滚动，同时进行减小外径截面积等加工。进行预成形工序S5时，由于减少作为毛刺排出的合金量，所以提高材料的成品率，从这一点出发为优选。在预成形工序S5后，在铸锭的温度比规定的锻造开始温度低时，通过再加热预成形形成后的铸锭，得到规定的锻造开始温度。 [0095] (锻造工序) [0096] 锻造工序S6是将经均质化热处理的所述铸锭作为锻造原材使用，通过机械锻造或油压锻造等对铸锭实施热锻，得到规定的形状的锻造材的工序。此时，锻造原材的锻造开始温度为450～560℃。开始温度低于450℃时，变形阻抗变高，不能进行充分的加工，并且，锻造加工产生的应变变高，容易产生再结晶。高于560℃时，容易发生锻造裂纹和共晶熔融等缺陷。 [0097] 为了将铸锭变形为规定的形状，锻造加工根据需要进行多次。此时，为了确保规定的锻造结束温度，也可以在锻造工序S6的途中进行再加热。 [0098] 另外，锻造原材的锻造结束温度为360℃以上。结束温度低于360℃时，锻造加工导致的应变变高，因此，容易产生再结晶。另外，从减少锻造加工产生的应变的观点出发，优选尽可能提高锻造的结束温度。 [0099] (固溶处理工序) [0100] 固溶处理工序S7是缓和锻造工序S6中导入的应变，进行溶质元素的固溶的工序。在固溶处理工序S7中，需要将所述锻造材在500～560℃进行超过0但在24小时以内的固溶处理。在处理温度低于500℃时，固溶不会进行，不能期待时效析出带来的高强度化。超过560℃时，虽然溶质元素的固溶被进一步促进，但是，容易发生共晶熔融和再结晶。另外，处理时间超过24小时时，抑制再结晶的分散粒子粗大化或消失，因此，容易发生再结晶。 [0101] 还有，为了保证0.2％屈服强度，优选固溶处理中的保持时间、升温速度为，保持时间为20分钟～20小时，升温速度(平均升温速度)为100℃/Hr以上。固溶处理适于使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。 [0102] (淬火工序) [0103] 淬火工序S8是将经所述固溶处理的锻造材在75℃以下进行淬火处理的工序。通常，在水中或温水中进行冷却。处理温度超过75℃时，不能以充分的冷却速度进行淬火，粗大的Mg-Si系析出物析出后，在人工时效处理工序S9中不能得到充分的抗拉强度。 [0104] (人工时效处理工序) [0105] 人工时效处理工序S9是将经所述淬火的锻造材在140～200℃进行1～24小时人工时效处理的工序。 [0106] 处理温度低于140℃，或处理时间低于1小时时，不能使提高抗拉强度的Mg-Si系析出物充分成长。另外，处理温度高于200℃，或处理时间超过24小时时，Mg-Si系析出物变得过于粗大，提高抗拉强度的效果减少。还有，在人工时效硬化处理适于使用空气炉、感应加热炉、油浴器等。 [0107] 【实施例】 [0108] 接着，基于实施例对本发明进行说明。还有，本发明并不限定于以下的实施例。 [0109] 在实施例以及比较例中评价的特性如下所述。 [0110] [合金组成] [0112] [抗拉试验] [0113] 使用JISZ2201中的5号试验片，基于JIS Z2241的规定，进行抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率的测定。求出30个试验片的测定值的平均值。作为抗拉强度的偏差的指标求出标准偏差σ。抗拉强度为340MPa以上时，0.2％屈服强度为320MPa以上时，拉伸率为10.0％以上时，标准偏差σ为6.0MPa以下时判定为合格。 [0114] [耐应力腐蚀裂纹性(SCC)] [0115] 基于JIS H8711的交互浸渍法的规定进行。图4显示耐应力腐蚀裂纹性评价用试验片(SCC试验用C环)的尺寸。300MPa负荷时的耐应力腐蚀裂纹低于30日评价为×，30日以上～低于60日评价为○，60日以上评价为◎。○或◎判定为合格。 [0116] [再结晶深度] [0117] 再结晶深度以如下条件测定。在垂直地跨着分型线(PL)的截面即截面积最小的位置切断测定用试料。对切断截面用#600到#1000的耐水砂纸研磨后，在氯化第II铜水溶液蚀刻。其后使用硝酸并水洗吹风干燥后，对切断部的截面的宏观组织进行观察。在切断部的截面中，测定再结晶部位的距表面的距离，成为最大的位置中的距离作为再结晶深度T(mm)。 [0118] 再结晶深度超过5mm时为×，1mm以上5mm以下为○，低于1mm为◎。○或◎判定为合格。 [0119] [实施例1～11、比较例1～21] [0120] 将具有表1所示的各种合金组成的Al合金，通过热顶铸造法以，加热温度为720℃且铸造速度为250mm/分钟，铸造成80mmφ直径×100mm长度的圆棒。还有，Al合金中的氢量在铸造时测定。将其后的该铸锭，以3℃/分钟的升温速度升温，在540℃×8时间进行保持，以1.5℃/分钟冷却到300℃以下，进行均质化热处理。 [0121] 其后，使用空气炉加热到520℃保持1.5小时进行加热处理。接着，以锻造开始温度为520℃、锻造结束温度为440℃，通过使用上下模具的机械锻造以合计锻造压下率为70％的方式进行热锻，制造145mmφ直径×30mm厚度的圆板形状Al合金锻造材。 [0122] 另外，将Al合金锻造材在空气炉中在540℃进行8小时的固溶处理后，以60℃的水进行水冷(水淬火)，接着，在空气炉中在175℃进行8小时的人工时效处理。 [0123] 图2是模式化地显示上述评价用的铝合金锻造材的制造工序的图。在图2中将固溶处理工序S7和淬火工序S8和人工时效处理工序S9合称为调质工序显示。如图2所示，圆柱状的铸造品在锻造工序S6中被冲压，成为圆板状的锻造品，其后，经调质工序制造本发明的锻造材。在圆板状的锻造品以及锻造材上显示有分型线PL。 [0124] 从如此得到的铝合金锻造材的圆板在图3所示的位置采取抗拉试验用试验片以及耐应力腐蚀裂纹性(SCC)评价用试验片(C环)。图3显示圆板状的铝合金锻造材的俯视图和截面图的尺寸。另外，沿图3的圆板的直径切断，观察其切断截面，进行距表面的再结晶部位的距离成为最大的再结晶深度的测定。表2显示评价结果。 [0125] 还有，图5具体显示作为本发明的代表用途的、L型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材10以及I型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材20中的切断位置即再结晶深度的测定位置。如图5(a)所示，L型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材10由3个接头部11a、11b、11c和2个臂部12a、12b构成。切断截面X-X是将其一个臂部12a切断。如图5(b)所示，I型汽车底盘部件形状的Al合金锻造材20由2个接头部21a、21b和1个臂部22构成。 切断截面Y-Y是切断其臂部22。 [0126] 图7是模式化地表示图5(a)所示的L型汽车底盘部件形状的铝合金锻造材10的切断截面X-X中通过宏观组织观察得到的再结晶部位15的图。如图7所示，切断截面具有由棱13和梁14构成的H字截面形状。由网点显示表面附近的再结晶部位15。将再结晶部位15中距表面的距离为最大的位置T中的距离作为再结晶深度。 [0127] 表1 [0128] [0129] [0130] 表2 [0131] [0132] [0133] 如表1、表2所示，由满足本发明规定的Al合金构成的锻造材(实施例1～11)，抗拉强度的偏差少，抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率以及耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，由不满足本发明规定的Al合金构成的锻造材(比较例1～21)，抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率以及耐应力腐蚀裂纹性中的某一个以上差。在表1中，不满足本发明规定的条件在数值下划下划线表示。另外，在表1的合金组成中，带“＜”符号的数值表示低于该符号后的数值。此时，该符号后的数值表示测定装置的检测极限。 [0134] [实施例12～18、比较例22～45] [0135] 使用实施例3中记载的组成，即Si：1.20质量％、Fe：0.22质量％、Mg：0.90质量％、Ti：0.02质量％、Mn：0.70质量％、Cr：0.20质量％、Zr：低于0.01质量％、Cu：0.05质量％、Zn：低于0.02质量％、氢量0.15ml/100gAl，余量为Al以及不可避免的杂质的铝合金，使用表3中记载的制造条件，与实施例1～11同样，制造铝合金锻造材。还有，Al合金中的氢量在铸造时测定。 [0136] 从如此得到的铝合金锻造材圆板，与实施例1～11同样地，在图3所示的位置采取抗拉试验用试验片以及耐应力腐蚀裂纹性(SCC)评价用试验片(C环)。另外，切断图3的圆板的直径，观察其切断面，进行距表面的再结晶部位的距离成为最大的再结晶深度的测定。评价结果在表4中显示。 [0137] [0138] [0139] [0140] 如表3、表4所示，使用满足本发明规定的制造条件的Al合金锻造材(实施例12～18)，抗拉强度的偏差少，抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率以及耐应力腐蚀裂纹性优异。另一方面，使用不满足本发明规定的制造条件的Al合金锻造材，在比较例22、23、25、34以及 37中，不能进行铸造或锻造，在比较例24、26～33、35～36、38～45中，抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率以及耐应力腐蚀裂纹性中的某一个以上差。在表3中，不满足本发明规定的制造条件在数值下划下划线表示。 [0141] 将实施例13和实施例14进行比较时，关于抗拉强度，实施例14为高的数值。但是，以工序能力求得±4σ(99.9937％的物质进入的范围)时，实施例13：386±4×1.5＝380～392MPa [0142] 实施例14：391±4×3.4＝377.4～404.6MPa， [0143] 实施例13能够稳定得到高强度材。因此，作为工序能力上的数值，实施例13为有利的数值。这被认为是因为，相对于实施例14的再结晶深度为1mm以上，实施例13的再结晶深度为低于1mm，抗拉强度的偏差小。 |
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