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

 このため、アルミニウム合金鍛造材は、� ��定の含有量のMg、Si、Mn、Fe、Zn、Cu、Cr、Zr、 Tiを含み、残部Alおよび不可避的不純物から� �るとともに、所定量の水素ガス濃度である� �ルミニウム合金から構成される。なお、本� �明の諸特性を阻害しない範囲で、他の元素� �適宜含むことは許容される。また、溶解原� �スクラップなどから必然的に混入される不� �避的不純物も、本発明の特性を阻害しない� �囲で許容される。

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

 (Mg:0.6~1.0質量%)
 Mgは高温時効処理により、Siとともにβ”相� ��らびにβ’相として結晶粒内に析出し、ア� �ミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品� �として使用した際に高い強度(耐力)を付与す るために必須の元素である。Mgの含有量が0.6� ��量%未満であると、高温時効処理時の時効硬 化量が低下する。したがって、Mgの含有量は0 .6質量%以上とする。より好ましくは、0.62質� �%以上である。一方、Mgの含有量が1.0質量%を� ��えると、強度(耐力)が高くなりすぎ、鍛造� �を阻害する。また、溶体化処理後の焼き入� �途中に粗大なMg ₂ Siや単体Siが多量に析出しやすく、却って、� �度、靱性、耐食性などを低下させる。した� �って、Mgの含有量は1.0質量%以下とする。よ� �好ましくは、0.92質量%以下である。

 (Si:0.8~1.4質量%)
 SiもMgとともに、高温時効処理によりβ”相� ��らびにβ’相として結晶粒内に析出し、ア� �ミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品� �として使用した際に高い強度(耐力)を付与す るために必須の元素である。Siの含有量が0.8� ��量%未満であると、高温時効処理時の時効硬 化量が低下する。したがって、Siの含有量は0 .8質量%以上とする。より好ましくは、1.0質量 %以上である。一方、Siの含有量が1.4質量%を� �えると、強度(耐力)が高くなりすぎ、鍛造性 を阻害する。また、溶体化処理後の焼き入れ 途中に粗大なMg ₂ Siや単体Siが多量に析出しやすく、却って、� �度、靱性、耐食性などを低下させる。した� �って、Siの含有量は1.4質量%以下とする。よ� �好ましくは、1.3質量%以下である。
 なお、Mg含有量に対するSi含有量の比率が高 くなると、晶出物を形成し靱性、疲労特性を 低下させる傾向が強くなる。また、粒内に対 する粒界ならびに粒界近傍の電位が低くなり 、耐食性の低下をもたらす傾向も強くなる。

 (Mn:0.4~1.0質量%、Cr:0.35質量%以下)
Mn、Crは、主として均質化熱処理の昇温中お� �びその保持中に、Mn、Cr、Si、Alおよび一部Fe� ��どが、その含有量に応じて選択的に結合し� ��金属間化合物(分散粒子)を生成する。これ� �分散粒子は、Al-(Mn、Cr)-Si化合物、Al-(Mn、Fe)-S i化合物、Al-(Mn、Cr、Fe)-Si化合物、代表的には Mn ₃ SiAl ₁₂ 、(MnFe) ₃ SiAl ₁₂ 、(MnCr) ₃ SiAl ₁₂ 、(MnCrFe) ₃ SiAl ₁₂ などに例示される。

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

 Mnの含有量が0.4質量%未満であると、これ� ��の効果が期待できず、結晶粒が粗大化して� ��強度、靱性および耐食性が低下する。一方� ��Mnの含有量が1.0質量%を超える、および/また は、Crの含有量が0.35質量%を超えると、溶解� �鋳造時に粗大な金属間化合物や晶出物を生� �しやすく、破壊の起点となり、靱性、疲労� �性を低下させる原因となる。このため、Mn、 Crはともに含有させるとともに、Mn:0.4~1.0質量 %、Cr:0.35質量%以下の範囲で含有させる。上記 効果を発揮させるためには、Crは0.001質量%以� ��含有させるのが好ましい。Mn、Crは、上記の 各上限値付近では、分散粒子が増えるととも に、晶出物も形成し易くなり、靱性、疲労特 性等を低下させることがある。したがって、 Mn含有量、Cr含有量のより好ましい上限値は� �それぞれ、0.9質量%、0.25質量%である。また� �分散粒子は、Mnを成分とし易い。したがって 、分散粒子の析出密度を安定して高くするに は、Mn含有量の下限値は0.5質量%とするのがよ り好ましい。

 (Fe:0.05~0.35質量%)
 Feは、Mn、Crとともに、分散粒子を生成し、� ��結晶後の粒界移動を妨げ、結晶粒の粗大化� ��防止するとともに、結晶粒を微細化させる� ��果がある。これら分散粒子は、Al-(Mn、Fe)-Si� ��合物、Al-(Mn、Cr、Fe)-Si化合物、代表的には(M nFe) ₃ SiAl ₁₂ 、(MnCrFe) ₃ SiAl ₁₂ などに例示される。Feの含有量が0.05質量%未� �であると、これらの効果が期待できず、結� �粒が粗大化して、強度、靭性および耐食性� �低下する。したがって、Feの含有量は0.05質� �%以上とする。より好ましくは、0.08質量%以� �である。一方、Feの含有量が0.35質量%を超え� ��と、Al-Fe系の粗大な晶出物を生成する。こ� �らの晶出物は、破壊靱性、疲労特性などを� �化させる。したがって、Feの含有量は0.35質� �%以下とする。また、Mnについてより好まし� �上限値を設けたのと同じ理由により、より� �ましい上限値は0.30質量%である。

 (Zn:0.1質量%以下)
 Znの含有量が0.1質量%を超えると、アルミニ� ��ム合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界� ��食の感受性を著しく高め、アルミニウム合� ��鍛造材の耐食性(耐久性)を低下させる。し� �がって、Zn含有量は0.1質量%以下とする。よ� �好ましくは、0.05質量%以下である。

 (Cu:0.2質量%以下)
 Cuは、固溶強化にて強度の向上に寄与する� �、高温時効処理に際して、アルミニウム鍛� �材の時効硬化を著しく促進する効果も有す� �。この効果を発揮させるために、Cu含有量は 0.001質量%以上とするのが好ましい。但し、Cu� ��含有量が0.2質量%を超えると、アルミニウム 合金鍛造材の組織の応力腐食割れや粒界腐食 の感受性を著しく高め、アルミニウム合金鍛 造材の耐食性(耐久性)を低下させる。したが� ��て、Cu含有量は0.2質量%以下とする。なお、� ��発明のアルミニウム合金鍛造材は厳しい腐� ��環境下で長期間、また事実上、定期的な保� ��点検が出来ない部材に適用される場合もあ� ��。このような場合には、より高い耐食性を� ��るため、Cu含有量の上限値は0.1質量%とする� ��が好ましい。

 (Zr:0.25質量%以下)
 Zrは、Mn、Cr、Feと同様に分散粒子を形成し� �再結晶抑制ならびに結晶粒微細化をもたら� �。分散粒子は、代表的にはZrAl ₃ などに例示される。Zr系の分散粒子は、Mn系� �Cr系、Fe系の分散粒子に比べて微細にかつ高� ��度に形成されるため、再結晶抑制ならび結� ��粒微細化の効果は高い。この効果を発揮さ� ��るために、Zr含有量は0.001質量%以上とする� �が好ましい。

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

 Zr添加によるTi、Bの鋳塊結晶粒微細化効� �を阻害する度合は、Zrを含有する鋳塊結晶粒 微細化剤が溶湯中に投入されてから鋳造が開 始されるまでの時間に大きな影響を受け、長 時間化に伴って、微細化効果は小さくなり、 鋳塊の結晶粒は粗大化する。本発明では、鋳 造が開始される直前に鋳塊結晶粒微細化剤が 投入される設備であっても、Zrの過剰な含有� ��溶解、鋳造時に粗大な金属間化合物や晶出� ��を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性� ��疲労特性、さらには耐食性を低下させる原� ��となる。このため、Zr含有量は0.25質量%以下 とする。また、Mnについてより好ましい上限� ��を設けたのと同じ理由により、より好まし� ��上限値は0.18質量%である。

 (Ti:0.01~0.1質量%)
 Tiは、鋳塊の結晶粒を微細化し、鍛造材組� �を微細な亜結晶粒とする効果がある。Tiの含 有量が0.01質量%未満であると、この効果が発� ��されない。したがって、Tiの含有量は0.01質� ��%以上とする。より好ましくは、0.015質量%以 上である。しかし、Tiの含有量が0.1質量%を超 えると、粗大な晶析出物を形成し、加工性を 低下させる。したがって、Tiの含有量は0.1質� ��%以下とする。より好ましくは、0.65質量%以� ��である。

 (不可避的不純物)
 不可避的不純物としては、以下に記載する� ��素がある。
 V、Hfなどは、不可避的不純物として混入し� ��すく、微量な量であれば、結晶粒の微細化� ��果が期待される。但し、含有量が大きくな� ��と、粗大な金属間化合物を形成し、靱性、� ��労特性を低下させるので、V、Hfの含有量は� ��合計で0.2質量%未満とする。

 また、Bも不可避的不純物であるが、Tiと� ��様、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出や鍛造� ��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� ��析出物を形成し、加工性を低下させる。し� ��がって、Bの含有量は300ppm以下の含有まで許 容する。

 (水素ガス濃度:0.25ml/100gAl以下)
 水素ガスは、アルミニウム合金の溶解の際� ��不純物として混入しやすく、特に、鍛造材� ��加工度が小さくなる場合、水素に起因する� ��泡が鍛造加工等で圧着せず、破壊の起点と� ��り易く、靱性、疲労特性を著しく低下させ� ��。特に、高強度化したアルミニウム鍛造材� ��自動車用足回り部品等に使用する際には、� ��の水素による影響が大きい。したがって、A l100g当たりの水素ガス濃度は0.25ml以下とする� ��

 また、アルミニウム合金鍛造材は、所定範� ��のMg ₂ Si面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分布� ��標値を有する必要がある。以下に、その数� ��範囲、および、臨界的意義について説明す� ��。

 (Mg ₂ Siの面積率:0.15%以下)
 アルミニウム合金鍛造材は、最大長さ0.1μm� ��上のMg ₂ Siの面積率が0.15%以下である必要がある。面� �率が0.15%を超えると、アルミニウム合金鍛造 材の強度、靭性および耐食性の全てを向上さ せることが難しくなる。ここで、面積率(%)は 、アルミニウム合金鍛造材の断面において、 SEM観察視野面積に対するMg ₂ Siの占める面積を割合(%)で表したものである� ��そして、最大長さ0.1μm以上のMg ₂ Siの面積率の制御は、後記するアルミニウム� ��金鍛造材の製造工程における均質化熱処理� ��具体的には、保持温度までの平均昇温速度� ��保持温度、および、保持温度から少なくと� ��350℃までの平均冷却速度を制御することに� ��って達成される。

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

 (分散粒子のサイズ分布指標値:0.20以上)
アルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合 金の分散粒子のV/r(Vは分散粒子の面積率[%]、r は分散粒子の平均半径[nm])で定義されるサイ� ��分布指標値が0.20以上である必要がある。サ イズ分布指標値が0.20未満であると、アルミ� �ウム鍛造材の強度、靭性および耐食性の全� �を向上させることが難しくなる。ここで、� �散粒子とは、前記したように、Al-(Mn、Fe)-Si� �合物、Al-(Mn、Cr)-Si化合物、Al-(Mn、Cr、Fe)-Si化 合物、Al-Zr化合物等で、例えば、Mn ₃ SiAl ₁₂ 、(MnFe) ₃ SiAl ₁₂ 、(MnCr) ₃ SiAl ₁₂ 、(MnCrFe) ₃ SiAl ₁₂ 、ZrAl ₃ に代表される。また、アルミニウム合金鍛造 材のTEM写真である図2において、黒色粒状に� �察されるものが分散粒子2である。さらに、� ��散粒子の面積率(%)は、TEM観察視野の合計面� ��に対する分散粒子の占める合計面積を割合( %)で表したものである。

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

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

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

 (脱ガス工程)
 脱ガス工程は、溶解工程で溶解された前記� ��ルミニウム合金溶湯から水素ガスを除去(脱 ガス処理)し、アルミニウム合金100g中の水素� ��ス濃度を0.25ml以下に制御する工程である。� ��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、� ��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� ��グ(特開2002-146447号公報参照)を用いて、溶湯 にアルゴン等の不活性ガスを吹き込むことに よって水素ガスを除去することが好ましい。

 ここで、水素ガス濃度の確認は、後記す� ��鋳造工程で製造された鋳塊、または、鍛造� ��程で製造された鍛造材の水素ガス濃度を測� ��することによって行われる。そして、鋳塊� ��水素ガス濃度は、例えば、均質化熱処理前� ��鋳塊からサンプルを切り出し、アルコール� ��アセトンで超音波洗浄を行ったものを、例� ��ば、不活性ガス気流融解熱伝導度法(LISA06-19 93)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� �液に浸漬後、硝酸で表面の酸化皮膜を除去� �、アルコールとアセトンで超音波洗浄を行� �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� �とができる。

 (鋳造工程)
 鋳造工程は、化学成分を所定の範囲内に溶� ��調整し、脱ガス処理された前記アルミニウ� ��合金溶湯を鋳造して鋳塊とする工程である� ��そして、鋳造方法は、連続鋳造圧延法、半� ��続鋳造法(DC鋳造法)、ホットトップ鋳造法等 の通常の溶解鋳造法を適宜選択する。

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

 (均質化熱処理)
 均質化熱処理工程は、前記鋳塊に所定の均� ��化熱処理を施す工程である。そして、平均� ��温速度20℃/hrを超え1000℃/hr以下で保持温度5 10~570℃まで昇温し、前記保持温度で2hr以上保 持した後冷却し、その冷却の際の平均冷却速 度が前記保持温度から少なくとも350℃までを 110℃/hr以上で行う均質化熱処理を施す必要が ある。このような均質化熱処理を施すことに よって、アルミニウム合金鍛造材の断面での Mg ₂ Siの面積率、再結晶率、分散粒子のサイズ分� ��指標値を所定の範囲内にすることが可能と� ��る。なお、冷却は、後記する鍛造工程の開� ��温度まで冷却、または、開始温度より低温( 例えば、室温)まで冷却する。

 均質化熱処理時の平均昇温速度が20℃/hr以� �であると、Mg ₂ Siの粗大化が促進され、その後の溶体化処理� ��おいて、工業的な溶体化処理条件(温度、時 間)では、溶体化処理が不十分となって、ア� �ミニウム合金鍛造材の断面でのMg ₂ Siの面積率が0.15%を超える。この結果、アル� �ニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等� �して使用した際、その強度、耐食性および� �性の全てを向上させることが難しくなる。� �た、疲労特性の向上も難しくなる。

 また、平均昇温速度が1000℃/hrを超えると、 Mg ₂ Siの再固溶は促進されやすいものの、分散粒� ��は粗大かつ粗に形成され、分散粒子のサイ� ��分布指標値(V/r)が0.20未満となり、高密度微� ��分散による再結晶の抑制、結晶粒微細化を� ��害する。そして、後記する鍛造工程(熱間鍛 造)の終了温度が365℃以上であっても、鍛造� �了時点、または、その後の溶体化処理時に� �結晶ならびに粒成長が生じる。そのため、� �ルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率� �20%以下とすることが出来ず、アルミニウム� �金鍛造材の強度の低下をもたらす。この結� �、アルミニウム合金鍛造材を自動車用足回� �部品等として使用した際、その強度、耐食� �および靱性の全てを向上させることが難し� �なる。また、疲労特性の向上も難しくなる� �

 均質化熱処理時の保持温度が510℃未満であ� ��と、均質化熱処理温度が低過ぎ、Mg ₂ Siの再固溶が不足して、アルミニウム合金鍛� ��材に粗大なMg ₂ Siが残存し、アルミニウム合金鍛造材の断面� ��のMg ₂ Siの面積率が0.15%を超える。この結果、アル� �ニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等� �して使用した際、その強度、耐食性および� �性の全てを向上させることが難しくなる。� �た、疲労特性の向上も難しくなる。

 また、保持温度が570℃を越えると、Mg ₂ Siの再固溶は促進されやすいものの、分散粒� ��は粗大化し、また数も減少するため、分散� ��子のサイズ分布指標値(V/r)が0.20未満となり� ��高密度微細分散による再結晶の抑制、結晶� ��微細化が阻害される。そして、熱間鍛造の� ��了温度が365℃以上であっても、鍛造終了時� ��、または、その後の溶体化処理時に再結晶� ��らびに粒成長が生じる。そのため、アルミ� ��ウム合金鍛造材の断面での再結晶率を20%以� ��とすることが出来ず、アルミニウム合金鍛� ��材の強度の低下をもたらす。この結果、ア� ��ミニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品� ��として使用した際、その強度、耐食性およ� ��靱性の全てを向上させることが難しくなる� ��また、疲労特性の向上も難しくなる。

 一方、保持温度510~570℃での保持時間が2hr未 満では、保持時間が不足し、Mg ₂ Siの再固溶が不足して、アルミニウム鍛造材� ��粗大なMg ₂ Siが残存し、アルミニウム鍛造材の断面でのM g ₂ Siの面積率が0.15%を超える。この結果、アル� �ニウム鍛造材を自動車用足回り部品等とし� �使用した際、その強度、耐食性および靱性� �全てを向上させることが難しくなる。

 保持温度510~570℃から350℃までの平均冷却速 度が110℃/hr未満であると、Mg ₂ Siの粗大化が促進され、その後の溶体化処理� ��おいて、工業的な溶体化処理条件(温度、時 間)では、溶体化処理が不十分となって、ア� �ミニウム合金鍛造材の断面でのMg ₂ Siの面積率が0.15%を超える。この結果、アル� �ニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等� �して使用した際、その強度、耐食性および� �性の全てを向上させることが難しくなる。� �た、疲労特性の向上も難しくなる。

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

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

 熱間鍛造の際の開始温度が460℃未満、お� ��び/または、終了温度が365℃未満であると、 鍛造終了時点、または、その後の溶体化処理 時に再結晶ならびに粒成長が生じるため、ア ルミニウム合金鍛造材の断面での再結晶率を 20%以下、分散粒子のサイズ分布指標値を0.20� �上とすることが出来ない。この結果、アル� �ニウム合金鍛造材を自動車用足回り部品等� �して使用した際、その強度、耐食性および� �性の全てを向上させることが難しくなる。� �た、疲労特性の向上も難しくなる。また、� �始温度が560℃を超えると、加工性が低下し� �、鍛造加工時に割れ等が発生する。

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

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

 溶体化処理は、530~570℃の温度範囲に20分~20� ��間保持することが好ましい。この溶体化処� ��温度が低過ぎるか、あるいは時間が短過ぎ� ��と、溶体化が不足して、Mg ₂ Siの固溶が不十分となり、強度が低下しやす� ��。また、溶体化処理温度が高過ぎるか、あ� ��いは時間が長過ぎると、局所的な溶融、結� ��粒の粗大化が生じやすい。なお、溶体化処� ��温度まで加熱する場合には、分散粒子の粗� ��化を防止し、その効果を保証するために、� ��均昇温速度を100℃/hr以上と速くすることが� ��ましい。

 前記溶体化処理後の焼入処理は、水中、温� ��中への冷却により行なうことが好ましい。� ��の際の平均冷却速度は、100℃/s以上を確保� �ることが好ましい。この焼入処理時の平均� �却速度が低くなると、粒界上にMg ₂ Si、単体Si等が析出し、高温時効処理後のア� �ミニウム合金鍛造材において、粒界破壊が� �じやすくなり、靱性、疲労特性が低下しや� �い。また、冷却途中に、粒内にも、安定相� �なるMg ₂ Si、単体Si等が形成され、高温時効処理時に� �出するβ”相、β’相の析出量が減るため、� ��ルミニウム合金鍛造材の強度が低下しやす� ��。

 ただ、一方で、平均冷却速度が高くなる� ��、焼入歪み量が大きくなり、焼入後に、矯� ��工程が新たに必要となったり、矯正工程の� ��数が増す問題も新たに生じる。また残留応� ��も高くなり、製品の寸法、形状精度が低下� ��る問題も新たに生じる。この点、アルミニ� ��ム合金鍛造材の製造工程を短縮し、低コス� ��化するためには、焼入歪みが緩和される40~7 0℃の温湯焼入が好ましい。ここで、温湯焼� �温度が40℃未満では焼入歪みが大きくなり、 70℃を超えると平均冷却速度が低くなりすぎ� ��アルミニウム合金鍛造材の靱性、疲労特性� ��強度が低くなりやすい。

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

 なお、前記した、均質化熱処理、溶体化� ��理には空気炉、誘導加熱炉、硝石炉などが� ��宜用いられる。また、高温時効処理には空� ��炉、誘導加熱炉、オイルバスなどが適宜用� ��られる。

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

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

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

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