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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022161591
(43)【公開日】2022-10-21
(54)【発明の名称】アルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/06 20060101AFI20221014BHJP
C22C 21/02 20060101ALI20221014BHJP
C22F 1/05 20060101ALI20221014BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20221014BHJP
【ＦＩ】
C22C21/06
C22C21/02
C22F1/05
C22F1/00 602
C22F1/00 604
C22F1/00 612
C22F1/00 624
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 630G
C22F1/00 641A
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 684C
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 694Z
C22F1/00 694A
C22F1/00 694B
【審査請求】未請求
【請求項の数】9
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021066523
(22)【出願日】2021-04-09
(71)【出願人】
【識別番号】502444733
【氏名又は名称】日軽金アクト株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001885
【氏名又は名称】特許業務法人ＩＰＲコンサルタント
(72)【発明者】
【氏名】谷津倉 政仁
(72)【発明者】
【氏名】小山 航平
(57)【要約】
【課題】優れた引張特性を有すると共に部材全体としての強度及び信頼性が十分に担保されたアルミニウム合金製鍛造部材であって、微細組織及び引張特性のばらつきが抑制されたアルミニウム合金製鍛造部材及びその効率的な製造方法を提供する。
【解決手段】アルミニウム合金製ビレットに鍛造加工を施してアルミニウム合金製鍛造部材を製造する方法であって、アルミニウム合金製ビレットは、Ｓｉ：０．６～１．２質量％、 Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、Ｃｕ：０．２～１．１質量％、Ｍｇ：０．７～１．２質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【選択図】なし
【解決手段】アルミニウム合金製ビレットに鍛造加工を施してアルミニウム合金製鍛造部材を製造する方法であって、アルミニウム合金製ビレットは、Ｓｉ：０．６～１．２質量％、 Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、Ｃｕ：０．２～１．１質量％、Ｍｇ：０．７～１．２質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
アルミニウム合金製ビレットに鍛造加工を施してアルミニウム合金製鍛造部材を製造する方法であって、
前記アルミニウム合金製ビレットは、
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
前記鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
前記アルミニウム合金製ビレットは、
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
前記鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【請求項2】
前記アルミニウム合金に更にＭｎ：０．１～０．８質量％を含有させ、
前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計を０．２～１．２質量％とすること、
を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計を０．２～１．２質量％とすること、
を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【請求項3】
前記鍛造加工における前記温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ≧１×１０１２又はＺ≦１×１０１１を満たすこと、
を特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
を特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【請求項4】
前記アルミニウム合金に更にＺｒ：０．１～０．３質量％を含有させること、
を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
を特徴とする請求項１～３のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【請求項5】
前記鍛造加工の前に前記アルミニウム合金製ビレットを５００～５７０℃に保持する均質化熱処理工程と、
前記鍛造加工で得られる鍛造部材を５２０～５７５℃に保持する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程で得られる溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持する人工時効工程と、を有し、
前記溶体化処理工程から前記人工時効工程までの時間（自然時効の時間）を１００分以下とすること、
を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
前記鍛造加工で得られる鍛造部材を５２０～５７５℃に保持する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程で得られる溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持する人工時効工程と、を有し、
前記溶体化処理工程から前記人工時効工程までの時間（自然時効の時間）を１００分以下とすること、
を特徴とする請求項１～４のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法。
【請求項6】
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、
引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材。
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、
引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材。
【請求項7】
更に、Ｍｎ：０．１～０．８質量％を含有し、
前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計が０．２～１．２質量％であること、
を特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金製鍛造部材。
前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計が０．２～１．２質量％であること、
を特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金製鍛造部材。
【請求項8】
更に、Ｚｒ：０．１～０．３質量％を含有すること、
を特徴とする請求項６又は７に記載のアルミニウム合金製鍛造部材。
を特徴とする請求項６又は７に記載のアルミニウム合金製鍛造部材。
【請求項9】
請求項６～８のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金製鍛造部材からなること、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部品。
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は高い強度及び信頼性が要求されるアルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
アルミニウムは比重が鉄の約１／３であることに加え、合金の種類や製造工程によっては極めて高い強度を実現することができる。その結果、他の金属材と比較して高い比強度が得られるため、自動車、航空機、自転車及び各種貯蔵容器等の軽量化に活用されている。
【0003】
また、アルミニウムは塑性加工が容易であり、押出加工では複雑形状の押出加工材を得ることもでき、鍛造加工ではより複雑な形状とすることが可能である。即ち、強度の高いアルミニウム合金に塑性加工を施すことにより、高い信頼性が要求される各種部材についても、効率的に製造することができる。
【0004】
しかしながら、構造部材の機械的性質に対する要求は日増しに高くなっており、既存のアルミニウム合金では当該要求を満足することが困難な状況となっている。特に、アルミニウム合金製部品がＲ部や凹部等の形状変化が大きな部位を有する場合、使用中に当該領域に大きな応力が印加されることから、当該領域以外の強度は十分に担保されている場合であっても、クラックの発生や破断に至ることがある。
【0005】
これに対し、例えば、特許文献１（特許第５５６１８４６号公報）においては、押出加工および冷間加工により得られるＣｕ：１．０～３．０％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：０．４～１．８％、Ｓｉ：０．２～１．６％を含み、残部Ａｌおよび不純物よりなる組成を有するＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金材であって、マトリックスの結晶粒内に、棒状の析出物が＜１００＞方向に配列し、該析出物の長さの平均値が１０～７０ｎｍ、長さの最大値が１２０ｎｍ以下であり、かつ、（００１）面からの観察視野にて測定した［００１］方向の析出物の数密度が５００個／μｍ２以上であり、マトリックスが再結晶による等軸な結晶粒より成る組織で、結晶粒の押出方向の平均粒径をＬ、厚さ方向の平均粒径をＳＴとしたときの平均アスペクト比（Ｌ／ＳＴ）が１．５～４．０であり、引張強度が４５０ＭＰａ以上、耐力が４００ＭＰａ以上、伸び７％以上であることを特徴とする高強度アルミニウム合金材、が提案されている。
【0006】
上記特許文献１に記載の高強度アルミニウム合金材においては、押出加工性に優れ、ポートホール押出法による中空押出材の作製が可能で、且つ高強度をそなえた熱処理型Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ系の高強度アルミニウム合金冷間加工材であり、特に、パイプ形状の冷間加工管材は、オートバイ用構造材などの輸送機器部材として好適に使用することができる、としている。
【0007】
また、特許文献２（特開２０１７－４３８０２号公報）においては、アルミニウム合金押出材であって、質量％で、Ｃｕ：２．５～３．３％、Ｍｇ：１.３～２．５％、Ｎｉ：０．５０～１．３％、Ｆｅ：０．５０～１．５％、Ｍｎ：０．５０％未満、Ｓｉ：０．１５～０．４０％、Ｚｒ：０．０６～０．２０％、Ｔｉ：０．０５％未満を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、断面において、金属間化合物の粒径が円相当径で２０μｍ以下であり、粒径が円相当径で０．３～２０μｍの金属間化合物の密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であり、かつ、亜結晶粒の平均粒径が円相当径で２０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金押出材、が提案されている。
【0008】
上記特許文献２のアルミニウム合金押出材においては、例えば２００℃以上の高温域における強度及び耐クリープ性を向上させることができ、強度については、押出方向（Ｌ方向）の強度だけでなく、押出方向に直交する方向（ＬＴ方向）の強度も向上させることができる。また、耐クリープ性については、特にＬＴ方向の耐クリープ性を向上させることができ、高温環境下で使用される自動車等の内燃機関や過給機等の部品等に適用することができる、としている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特許第５５６１８４６号公報
【特許文献2】特開２０１７－４３８０２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0010】
上記特許文献１の高強度アルミニウム合金材では、組成や析出物の形状及びサイズ等によって室温における引張特性が改善されている。また、上記特許文献２のアルミニウム合金押出材では、組成、金属間化合物の粒径及び亜結晶粒の平均粒径によって、高温域における強度及び耐クリープ性の向上が図られている。しかしながら、これらのアルミニウム合金材では、実際に得られるアルミニウム合金材全体における微細組織及び機械的性質のばらつきが全く考慮されておらず、優れた機械的性質を有する均質なアルミニウム合金材を得る方法については検討されていない。
【0011】
以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、優れた引張特性を有すると共に部材全体としての強度及び信頼性が十分に担保されたアルミニウム合金製鍛造部材であって、微細組織及び引張特性のばらつきが抑制されたアルミニウム合金製鍛造部材及びその効率的な製造方法を提供することにある。また、本発明は、アルミニウム合金製鍛造部材における組織の微細化及び均質化によって応力印加時の結晶粒界への応力集中を低減し、疲労亀裂の発生及び伝播を効果的に抑制することも目的としている。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明者らは、上記目的を達成すべく、アルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法について鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金の組成等を最適化すると共に、鍛造加工の制御によって微細再結晶組織又は亜結晶からなる回復組織を選択的に形成させ、粗大な再結晶の生成を抑制すること等が究めて有効であることを見出し、本発明に到達した。
【0013】
即ち、本発明は、
アルミニウム合金製ビレットに鍛造加工を施してアルミニウム合金製鍛造部材を製造する方法であって、
前記アルミニウム合金製ビレットは、
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
前記鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法、を提供する。
ここで、Ｚの値はひずみ速度と温度によって制御することができ、Ｚ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たす鍛造条件であれば、従来公知の種々の鍛造方法を広く用いることができる。
アルミニウム合金製ビレットに鍛造加工を施してアルミニウム合金製鍛造部材を製造する方法であって、
前記アルミニウム合金製ビレットは、
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
前記鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たすこと、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法、を提供する。
ここで、Ｚの値はひずみ速度と温度によって制御することができ、Ｚ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たす鍛造条件であれば、従来公知の種々の鍛造方法を広く用いることができる。
【0014】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金製鍛造部材に高い強度と優れた延性を付与すると共に、鍛造加工が施された後に、微細な再結晶組織又は回復組織が形成されやすくなるように添加元素が設計されている。加えて、組成を最適化したアルミニウム合金製ビレットに対して温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２となる条件で鍛造加工を施すことで、鍛造加工中に歪を残存させ、後の溶体化処理後に微細再結晶組織を形成させることができる。また、Ｚ≦２×１０１０となる条件で鍛造加工を施すことで、鍛造加工中の回復が促進されることに加え、結晶粒界の移動がＡｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系及びＡｌ３Ｚｒ等の分散粒子で抑制されることから、後の溶体化処理後に微細な回復組織を形成させることができる。即ち、何れの場合であっても、粗大な再結晶の生成を極めて効果的に抑制することができる。
【0015】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金製ビレットがＭｎ：０．１～０．８質量％を含有し、前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計が０．２～０．９質量％であること、が好ましい。ＭｎとＣｒを複合添加することで、Ａｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成し（Ｆｅに対して置換する）、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制することができる。また、低温鍛造では歪を蓄積し、Ｔ６処理時に微細再結晶組織を形成させる効果があり、より効果的に鍛造材の結晶組織を制御することができる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果も期待できる。
【0016】
アルミニウム合金製ビレットにＭｎ：０．１～０．８質量％を添加し、ＣｒとＭｎの含有量の合計を０．２～１．２質量％とすることで、微細再結晶組織又は亜結晶からなる回復組織が得られる鍛造条件範囲を拡大することができる。この場合においては、鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ≧１×１０１２又はＺ≦１×１０１１を満たすこと、が好ましい。
【0017】
また、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金製ビレットがＺｒ：０．１～０．３質量％を含有すること、が好ましい。ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させることができる。
【0018】
更に、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、
前記鍛造加工の前に前記アルミニウム合金製ビレットを５００～５７０℃に保持する均質化熱処理工程と、
前記鍛造加工で得られる鍛造部材を５２０～５７５℃に保持する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程で得られる溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持する人工時効工程と、を有し、
前記溶体化処理工程から前記人工時効工程までの時間（自然時効の時間）を１００分以下とすること、が好ましい。
前記鍛造加工の前に前記アルミニウム合金製ビレットを５００～５７０℃に保持する均質化熱処理工程と、
前記鍛造加工で得られる鍛造部材を５２０～５７５℃に保持する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程で得られる溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持する人工時効工程と、を有し、
前記溶体化処理工程から前記人工時効工程までの時間（自然時効の時間）を１００分以下とすること、が好ましい。
【0019】
これらの熱処理工程を経ることによって、析出強化によって得られるアルミニウム合金製鍛造部材に高い引張特性を付与することができる。特に重要なのは溶体化処理工程から人工時効工程までの時間（自然時効の時間）であり、これを１００分以下とすることで、Ｍｇ及びＳｉから構成され、アルミニウム合金の強度向上に寄与する好ましいクラスターを形成させることができる。一方で、自然時効の時間を１００分より長くした場合、Ｓｉリッチなクラスターを形成し、アルミニウム合金製鍛造部材の強度を向上させることが困難である。
【0020】
また、本発明は、
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、
引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材、も提供する。
Ｓｉ：０．６～１．２質量％、
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、
Ｃｕ：０．２～１．１質量％、
Ｍｇ：０．７～１．２質量％、
Ｃｒ：０．１～０．４質量％、
Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、
Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、
前記Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％であり、
平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、
引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部材、も提供する。
【0021】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、引張特性（引張強度、０．２％耐力及び伸び）の向上及び組織制御を目的として添加元素の種類及び含有量が最適化されている。また、Ｍｇ２Ｓｉの含有量を制御することによって高い強度と優れた延性を両立させ、Ｃｒ含有量（必要に応じてＣｒ含有量とＭｎ含有量の合計）を規定することによって、鍛造加工が施された後に、微細な再結晶組織又は回復組織が形成されやすくなるように設計されている。
【0022】
また、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、効果的に析出強化されていることに加えて、平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成されるため、高い強度及び信頼性を有している。より具体的には、引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有している。
【0023】
ここで、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法において、「平均粒径が５００μｍ以下」とは、結晶粒の幅の平均が５００μｍ以下であることを意味する。具体的には、回復組織（亜結晶）の場合、結晶組織は押出加工組織（ファイバー組織）又は押出材微細再結晶組織が鍛造で塑性加工された状態で残留する。鍛造成形においても結晶粒が伸長することから、当該結晶粒の幅で平均粒径を評価する。また、再結晶組織の場合であっても、鍛造後の溶体化処理で再結晶した組織に対して、結晶粒の幅で評価すればよい。
【0024】
また、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、更に、Ｍｎ：０．１～０．８質量％を含有し、前記Ｃｒと前記Ｍｎの含有量の合計が０．２～１．２質量％であること、が好ましい。ＭｎとＣｒを複合添加することで、Ａｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成し（Ｆｅに対して置換する）、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制することができる。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる効果があり、より効果的に鍛造材の結晶組織を制御することができる。
【0025】
また、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、更に、Ｚｒ：０．１～０．３質量％を含有すること、が好ましい。ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させることができる。
【0026】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法によって好適に得ることができる。
【0027】
更に、本発明は、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材からなること、を特徴とするアルミニウム合金製鍛造部品、も提供する。本発明のアルミニウム合金製鍛造部品においては、全ての領域で平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、極めて高い信頼性と機械的性質を有している。
【発明の効果】
【0028】
本発明によれば、優れた引張特性を有すると共に部材全体としての強度及び信頼性が十分に担保されたアルミニウム合金製鍛造部材であって、微細組織及び引張特性のばらつきが抑制されたアルミニウム合金製鍛造部材及びその効率的な製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0029】
【図1】アルミニウム合金製鍛造部材を得るための工程図の一例である。
【図2】実施例における鍛造加工材の断面形状の模式図である。
【図3】実施例１２で得られたアルミニウム製鍛造部品の組織写真である。
【図4】実施例１１で得られたアルミニウム製鍛造部品の組織写真である。
【図5】比較例１で得られたアルミニウム製鍛造部品の組織写真である。
【図6】実施例１、２及び比較例１に関して組織と鍛造条件の関係を示したグラフである。
【図7】実施例３～実施例７及び比較例２に関して組織と鍛造条件の関係を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【0030】
以下、図面を参照しながら本発明のアルミニウム合金製鍛造部材及びその製造方法についての代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、同一又は相当部分には同一符号を付し、重複する説明は省略する場合がある。また、図面は、本発明を概念的に説明するためのものであるから、表された各構成要素の寸法やそれらの比は実際のものとは異なる場合もある。
【0031】
１．アルミニウム合金製鍛造部材
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、各種アルミニウム合金製鍛造部品を得るための部材であり、アルミニウム合金の組成等が最適化されていると共に、微細な再結晶組織又は回復組織が形成していることを特徴としており、アルミニウム合金製鍛造部材は均質かつ極めて優れた引張特性を有している。以下、アルミニウム合金製鍛造部材の組成、組織及び機械的性質等について詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、各種アルミニウム合金製鍛造部品を得るための部材であり、アルミニウム合金の組成等が最適化されていると共に、微細な再結晶組織又は回復組織が形成していることを特徴としており、アルミニウム合金製鍛造部材は均質かつ極めて優れた引張特性を有している。以下、アルミニウム合金製鍛造部材の組成、組織及び機械的性質等について詳細に説明する。
【0032】
（１）組成
アルミニウム合金製部材に用いるアルミニウム合金は、Ｓｉ：０．６～１．２質量％、 Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、Ｃｕ：０．２～１．１質量％、Ｍｇ：０．７～１．２質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなっている。また、任意の添加元素として、Ｍｎ及びＺｒを添加することができる。以下、各成分元素についてそれぞれ説明する。
アルミニウム合金製部材に用いるアルミニウム合金は、Ｓｉ：０．６～１．２質量％、 Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、Ｃｕ：０．２～１．１質量％、Ｍｇ：０．７～１．２質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなっている。また、任意の添加元素として、Ｍｎ及びＺｒを添加することができる。以下、各成分元素についてそれぞれ説明する。
【0033】
（１－１）必須の添加元素
Ｓｉ：０．６～１．２質量％
Ｓｉは、Ｍｇと共にＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．６質量％未満の場合は固溶強化や時効硬化能が不足し、アルミニウム合金製部材に要求される機械的強度及び疲労強度を得ることができない。一方で、Ｓｉ含有量が１．２質量％よりも多くなると耐食性や耐水素脆化性が低下する。アルミニウム合金製鍛造部材に高い強度と優れた耐水素脆化性を付与することで、各種水素容器用部材（口金及びバルブ等）を得るためのアルミニウム合金製鍛造部材としても好適に使用することができる。また、Ｓｉ含有量が１．２質量％よりも多くなると、粗大な晶出物や析出物が形成され、延性及び加工性を低下させる場合がある。
Ｓｉ：０．６～１．２質量％
Ｓｉは、Ｍｇと共にＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．６質量％未満の場合は固溶強化や時効硬化能が不足し、アルミニウム合金製部材に要求される機械的強度及び疲労強度を得ることができない。一方で、Ｓｉ含有量が１．２質量％よりも多くなると耐食性や耐水素脆化性が低下する。アルミニウム合金製鍛造部材に高い強度と優れた耐水素脆化性を付与することで、各種水素容器用部材（口金及びバルブ等）を得るためのアルミニウム合金製鍛造部材としても好適に使用することができる。また、Ｓｉ含有量が１．２質量％よりも多くなると、粗大な晶出物や析出物が形成され、延性及び加工性を低下させる場合がある。
【0034】
Ｆｅ：０．１～０．２５質量％
ＦｅはＡｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成させるのに有効な元素である。Ａｌの再結晶化を抑制すると共に強度の向上に寄与するが、０．１質量％未満ではその効果が十分に得られない。しかし、過剰に添加すると、強度に寄与する析出物や析出Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを減耗させると共に、粗大な金属間化合物を形成させて強度を低下させるため、添加量の上限を０．２５質量％とする。
ＦｅはＡｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成させるのに有効な元素である。Ａｌの再結晶化を抑制すると共に強度の向上に寄与するが、０．１質量％未満ではその効果が十分に得られない。しかし、過剰に添加すると、強度に寄与する析出物や析出Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを減耗させると共に、粗大な金属間化合物を形成させて強度を低下させるため、添加量の上限を０．２５質量％とする。
【0035】
Ｃｕ：０．２～１．１質量％
ＣｕはＡｌ－Ｃｕ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。Ｃｕ含有量が０．２質量％未満ではこれらの効果を十分に得ることができず、アルミニウム合金製鍛造部材に要求される機械的強度及び疲労強度を得ることができない。一方で、Ｃｕ含有量が１．１質量％を超えると耐食性を低下させる虞がある。
ＣｕはＡｌ－Ｃｕ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。Ｃｕ含有量が０．２質量％未満ではこれらの効果を十分に得ることができず、アルミニウム合金製鍛造部材に要求される機械的強度及び疲労強度を得ることができない。一方で、Ｃｕ含有量が１．１質量％を超えると耐食性を低下させる虞がある。
【0036】
Ｍｇ：０．７～１．２質量％
ＭｇはＳｉと共にＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。当該作用は０．７質量％以上で顕著となるが、１．２質量％を超えて添加しても、高度への寄与はほとんど期待できず、また、破壊の起点となる粗大な金属間化合物を形成し、機械的強度や延性等を低下させる虞がある。
ＭｇはＳｉと共にＭｇ－Ｓｉ系析出物を形成し、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。当該作用は０．７質量％以上で顕著となるが、１．２質量％を超えて添加しても、高度への寄与はほとんど期待できず、また、破壊の起点となる粗大な金属間化合物を形成し、機械的強度や延性等を低下させる虞がある。
【0037】
Ｃｒ：０．１～０．４質量％
ＣｒはＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果が期待できる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．４質量％を超えて含有すると素材な化合物を形成し、延性などを阻害する。
ＣｒはＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果が期待できる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．４質量％を超えて含有すると素材な化合物を形成し、延性などを阻害する。
【0038】
Ｔｉ：０超～０．１質量％
Ｔｉは鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防止する。
Ｔｉは鋳造組織を微細化し、鋳造割れを防止する。
【0039】
（１－２）任意の添加元素
Ｍｎ：０．１～０．８質量％
ＭｎとＣｒを複合添加することで、Ａｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成し（Ｆｅに対して置換する）、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制することができる。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる効果があり、より効果的に鍛造材の結晶組織を制御することができる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果が期待できる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．８質量％を超えて含有すると焼き入れ感受性が高まり、溶体化処理性を阻害する（焼き入れが遅れると強度が低下する）。これらの理由から、ＣｒとＭｎ合計量は０．１～１．２重量％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１～０．８質量％
ＭｎとＣｒを複合添加することで、Ａｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成し（Ｆｅに対して置換する）、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制することができる。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる効果があり、より効果的に鍛造材の結晶組織を制御することができる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果が期待できる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．８質量％を超えて含有すると焼き入れ感受性が高まり、溶体化処理性を阻害する（焼き入れが遅れると強度が低下する）。これらの理由から、ＣｒとＭｎ合計量は０．１～１．２重量％とすることが好ましい。
【0040】
Ｚｒ：０．１～０．３質量％
ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．３質量％を超えて含有すると素材な化合物を形成し、延性などを阻害する。
ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させる。当該効果は０．１質量％以上で特に顕著となるが、０．３質量％を超えて含有すると素材な化合物を形成し、延性などを阻害する。
【0041】
（１－３）組成に関するその他の条件
Ｍｇ２Ｓｉの含有量：１．１～１．８質量％
Ｍｇ２Ｓｉを１．１質量％以上とすることで、析出強化によってアルミニウム合金製鍛造部材に要求される強度を実現することができる。一方で、Ｍｇ２Ｓｉを１．８質量％以下とすることで、アルミニウム合金製鍛造部材の延性の低下を抑制することができる。
Ｍｇ２Ｓｉの含有量：１．１～１．８質量％
Ｍｇ２Ｓｉを１．１質量％以上とすることで、析出強化によってアルミニウム合金製鍛造部材に要求される強度を実現することができる。一方で、Ｍｇ２Ｓｉを１．８質量％以下とすることで、アルミニウム合金製鍛造部材の延性の低下を抑制することができる。
【0042】
過剰Ｓｉ量：０．１～０．７質量％
過剰Ｓｉ量を０．１質量％以上とすることで、析出強化の効果を十分に得ることができるまた、過剰Ｓｉ量を０．７質量％以下とすることで、耐食性や耐水素脆化性の低下を抑制することができる。
過剰Ｓｉ量を０．１質量％以上とすることで、析出強化の効果を十分に得ることができるまた、過剰Ｓｉ量を０．７質量％以下とすることで、耐食性や耐水素脆化性の低下を抑制することができる。
【0043】
（２）組織
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成されること、を特徴としている。ここで、鍛造工程において、金型接触面の極近傍はその加工状況を正確に規定することが困難であり、解析で得られる加工状況と実際の加工状況には差が生じてしまう。例えば、金型表面の摩擦係数は潤滑剤の種類や状態によって変化することに加え、金型の熱伝導率等も解析結果に影響する。よって、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、金型との接触の影響を受ける極表面近傍は規定外とするものとする。ここで、「極表面近傍」とは、金型接触面から５ｍｍ程度の範囲を意味する。
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成されること、を特徴としている。ここで、鍛造工程において、金型接触面の極近傍はその加工状況を正確に規定することが困難であり、解析で得られる加工状況と実際の加工状況には差が生じてしまう。例えば、金型表面の摩擦係数は潤滑剤の種類や状態によって変化することに加え、金型の熱伝導率等も解析結果に影響する。よって、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材においては、金型との接触の影響を受ける極表面近傍は規定外とするものとする。ここで、「極表面近傍」とは、金型接触面から５ｍｍ程度の範囲を意味する。
【0044】
結晶粒の平均粒径を求める方法は、本発明の効果を損なわない限り特に限定されず、従来公知の種々の方法で測定すればよい。例えば、アルミニウム合金製鍛造部材を任意の断面で切断し、得られた断面試料を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡で観察し、母材結晶粒の粒径の平均値を算出することで求めることができる。その際、例えば、結晶粒径は交線法により測定することができる。その他、走査型電子顕微鏡に付属している後方散乱電子回折測定装置（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）により測定してもよい。平均粒径を求めるための観察面積はアルミニウム合金製鍛造部材のサイズや形状にも依存するが、測定対象となる結晶粒が少なくとも２０個以上となるように観察領域を決定することで、正確な値を得ることができる。なお、観察手法に応じて、断面試料には機械研磨、バフ研磨、電解研磨及びエッチング等を施せばよい。
【0045】
アルミニウム合金製鍛造部材は、引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有している。ここで、引張強度は３８０ＭＰａ以上であることが好ましく、４００ＭＰａ以上であることがより好ましく、４２０ＭＰａ以上であることが最も好ましい。また、耐力は３４０ＭＰａ以上であることが好ましく、３５０ＭＰａ以上であることがより好ましく、３６０ＭＰａ以上であることが最も好ましい。また、破断伸びは８％以上であることが好ましく、１０％以上であることがより好ましく、１２％以上であることが最も好ましい。アルミニウム合金製鍛造部材がこれらの引張特性を有することで、自動車、航空機、自転車及び各種高圧ガス貯蔵容器等の部品を製造するための部材として、好適に使用することができる。
【0046】
更に、アルミニウム合金製鍛造部材は、鍛造加工によってアルミニウム合金製鍛造部材に任意の形状を付与できるだけでなく、当該鍛造加工によって得られる微細組織に関して、微細な再結晶組織又は回復組織とすることができる。ここで、押出部材に対して鍛造加工を施すことで、アルミニウム合金製鍛造部材を効率的に製造することができる。
【0047】
２．アルミニウム合金製鍛造部品
本発明のアルミニウム合金製鍛造部品は、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材からなるアルミニウム合金製鍛造部品である。本発明のアルミニウム合金製鍛造部品においては、全ての領域で平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、極めて高い信頼性と機械的性質を有している。
本発明のアルミニウム合金製鍛造部品は、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材からなるアルミニウム合金製鍛造部品である。本発明のアルミニウム合金製鍛造部品においては、全ての領域で平均粒径が５００μｍ以下の再結晶組織又は回復組織が形成され、極めて高い信頼性と機械的性質を有している。
【0048】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部品の形状や大きさは本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の鍛造部品の形状や大きさとすることができる。アルミニウム合金製鍛造部品としては、例えば、自動車、航空機、自転車及び各種高圧ガス貯蔵容器等の部品等を挙げることができる。また、アルミニウム合金製鍛造部材からアルミニウム合金製鍛造部品を得る方法についても、本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、切削等の従来公知の種々の加工方法を用いることができる。
【0049】
３．アルミニウム合金製鍛造部材の製造方法
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法は、アルミニウム合金製のビレット（押出棒や鋳造材）に鍛造加工を施すものであり、アルミニウム合金の組成及び鍛造加工時の温度補償ひずみ速度（Ｚ）の組合せを最大の特徴とするものである。
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法は、アルミニウム合金製のビレット（押出棒や鋳造材）に鍛造加工を施すものであり、アルミニウム合金の組成及び鍛造加工時の温度補償ひずみ速度（Ｚ）の組合せを最大の特徴とするものである。
【0050】
具体的には、鍛造加工を施すアルミニウム合金製ビレットは、Ｓｉ：０．６～１．２質量％、Ｆｅ：０．１～０．２５質量％、Ｃｕ：０．２～１．１質量％、Ｍｇ：０．７～１．２質量％、Ｃｒ：０．１～０．４質量％、Ｔｉ：０超～０．１質量％、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｍｇ２Ｓｉの含有量が１．１～１．８質量％であり、当該Ｍｇ２Ｓｉを構成しない過剰Ｓｉ量が０．１～０．７質量％となっている。
【0051】
また、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）をＺ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０のいずれかを満たす値に設定する。Ｚの値はひずみ速度と温度によって容易に制御することができ、鍛造温度の低下及び／又はひずみ速度の増加によって値が大きくなり、鍛造温度の上昇及び／又はひずみ速度の低下によって値が小さくなる。
【0052】
より具体的には、温度補償ひずみ速度（Ｚ）は、Ｚ＝ひずみ速度×ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）で求めることができる。ここで、Ｑはアルミニウムの自己拡散の活性化エネルギーであり、本発明では１４２ｋＪ／ｍｏｌを用いる。また、Ｒは気体定数（８．３１４Ｊ／ｍｏｌ・Ｋ）、Ｔは温度（Ｋ）である。
【0053】
鍛造工程におけるひずみ速度は、当該鍛造工程に関するシミュレーションを用いて得ることができるが、単純な加工の場合は加工時間及びひずみを用いて計算してもよい。また、鍛造工程時の温度については、熱間鍛造の場合は設定した鍛造温度を用いてもよく、シミュレーションから得られる値を用いてもよい。冷間鍛造の場合は加工発熱の影響が大きくなるため、シミュレーションから得られる値を用いることが好ましい。
【0054】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法においては、アルミニウム合金製鍛造部材に高い強度と優れた延性を付与すると共に、鍛造加工が施された後に、微細な再結晶組織又は回復組織が形成されやすくなるように添加元素が設計されている。加えて、組成を最適化したアルミニウム合金製ビレットに対して温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ＞２×１０１２となる条件で鍛造加工を施すことで、鍛造加工中に歪を残存させ、後の溶体化処理後に微細再結晶組織を形成させることができる。また、Ｚ≦２×１０１０となる条件で鍛造加工を施すことで、鍛造加工中の回復が促進されることに加え、結晶粒界の移動がＡｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系及びＡｌ３Ｚｒ等の分散粒子で抑制されることから、後の溶体化処理後に微細な回復組織を形成させることができる。即ち、何れの場合であっても、粗大な再結晶の生成を極めて効果的に抑制することができる。
【0055】
また、鍛造加工のパラメータとしてはひずみが存在するが、ひずみは所望の鍛造部材形状や鍛造加工時間等を考慮して、適宜設定すればよい。ここで、Ｚ＞２×１０１２の場合は、ひずみを１．５以上とすることで、より確実に微細再結晶組織を形成させることができるが、冷間鍛造の場合はひずみを０．２以上とすることで、十分に微細化した再結晶組織を得ることができる。また、Ｚ≦２×１０１０の場合は、ひずみを３以下とすることで、より確実に微細な回復組織を形成させることができるが、ひずみが大きくなる場合は、Ｚ因子が小さくなるように鍛造条件を適宜調整すればよい。なお、ひずみが０．３以下となる場合は当該ひずみの影響が殆どないことから、Ｚの値を規定しなくてもよい。
【0056】
また、アルミニウム合金製ビレットは、更に、Ｍｎ：０．１～０．８質量％を含有し、ＣｒとＭｎの含有量の合計が０．２～１．２質量％となることが好ましい。ＭｎとＣｒを複合添加することで、Ａｌ－Ｆｅ（Ｍｎ、Ｃｒ）－Ｓｉ系の分散粒子を形成し（Ｆｅに対して置換する）、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制することができる。また、低温鍛造では歪を蓄積し、Ｔ６処理時に微細再結晶組織を形成させる効果があり、より効果的に鍛造材の結晶組織を制御することができる。また、水素原子をトラップし、水素脆化を抑制する効果も期待できる。
【0057】
アルミニウム合金製ビレットにＭｎ：０．１～０．８質量％を添加し、ＣｒとＭｎの含有量の合計を０．２～１．２質量％とすることで、微細再結晶組織又は亜結晶からなる回復組織が得られる鍛造条件範囲を拡大することができる。この場合においては、鍛造加工における温度補償ひずみ速度（Ｚ）がＺ≧１×１０１２又はＺ≦１×１０１１を満たすこと、が好ましい。また、Ｚ≧１×１０１２の場合はひずみを１以上とすることが好ましく、Ｚ≦１×１０１１の場合はひずみを２．５以下とすることが好ましい。
【0058】
また、アルミニウム合金製ビレットには、更に、Ｚｒ：０．１～０．３質量％を含有させることが好ましい。ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系金属間化合物として金属組織中に微細に晶出し、高温鍛造材のＴ６処理時の粒界移動を抑制し、再結晶化を抑制する。また、低温鍛造時には歪を蓄積し、微細再結晶組織を形成させることができる。
【0059】
本発明のアルミニウム合金製鍛造部材の製造方法を用いてアルミニウム合金製鍛造部材を得る際の工程図の一例を図１に示す。当該製造工程は、アルミニウム合金製被鍛造材に対する鍛造加工工程に加えて、均質化熱処理工程と、鍛造加工部材に対する溶体化処理工程と、溶体化処理部材に対する人工時効工程と、を有している。また、アルミニウム合金製ビレットを得るためには、鋳造工程が必要である。以下、鍛造加工工程以外の各工程等について説明する。
【0060】
（１）鋳造
アルミニウム合金製ビレットを得るために、上記組成を有するアルミニウム合金の溶湯を用意した後、従来公知の脱ガス処理及び濾過処理（セラミックスフォームフィルターやポーラスチューブフィルターによるフィルターを用いた濾過方法等）を行う。なお、脱ガス処理の効果は、ランズレー法及びＬＥＣＯ法等の公知の水素定量方法により測定することができ、濾過処理による介在物除去の効果は、例えば破断面観察法等により測定することができる。
アルミニウム合金製ビレットを得るために、上記組成を有するアルミニウム合金の溶湯を用意した後、従来公知の脱ガス処理及び濾過処理（セラミックスフォームフィルターやポーラスチューブフィルターによるフィルターを用いた濾過方法等）を行う。なお、脱ガス処理の効果は、ランズレー法及びＬＥＣＯ法等の公知の水素定量方法により測定することができ、濾過処理による介在物除去の効果は、例えば破断面観察法等により測定することができる。
【0061】
その後、必要に応じて鋳型手前で組織微細化を目的としたロッドハードナー（Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金）を添加し、ＤＣ連続鋳造法等によって円柱状の鋳塊（以下、「ビレット」と称する）を得る。ここで、ＤＣ連続鋳造法とは内壁面を水冷した急冷鋳造型に樋で導いた溶湯を注ぎ、当該溶湯を急冷鋳型の内壁面で急冷凝固させると共に、凝固直後のビレットを下方又は側方へ順次引き出し、更に当該ビレットに冷却水を噴射して急冷するという鋳造法であり、生産性に優れたアルミニウム合金の鋳造法として公知のものである。
【0062】
（２）均質化熱処理工程
得られたビレットには均質化処理を施すことが好ましい。当該均質化処理の温度は５００～５７０℃とすることが好ましく、当該温度で２時間以上保持することがより好ましい。
得られたビレットには均質化処理を施すことが好ましい。当該均質化処理の温度は５００～５７０℃とすることが好ましく、当該温度で２時間以上保持することがより好ましい。
【0063】
（３）溶体化処理工程
溶体化処理としては、鍛造加工を施したアルミニウム合金製部材を５２０～５７５℃に保持する工程である。保持時間は３０分以上とすることが好ましい。当該処理により、均質化熱処理及び鍛造加工後の冷却時に析出したＭｇ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｃｕ系化合物を母相中に固溶させることができる。
溶体化処理としては、鍛造加工を施したアルミニウム合金製部材を５２０～５７５℃に保持する工程である。保持時間は３０分以上とすることが好ましい。当該処理により、均質化熱処理及び鍛造加工後の冷却時に析出したＭｇ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｃｕ系化合物を母相中に固溶させることができる。
【0064】
次に、溶体化処理したアルミニウム合金製鍛造部材を水または温水（好ましくは７０℃以下の水）で焼入れすることで、溶体化処理の際に母相中に固溶させたＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ等の元素が再析出することを抑制することができる。
【0065】
（４）人工時効工程
溶体化処理を施したアルミニウム合金製鍛造部材に人工時効処理を施すことで、母相中に固溶させたＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ等の元素を機械的強度に寄与する金属間化合物として析出させることができる。具体的には、溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持することで金属間化合物を十分に析出させることができる。
溶体化処理を施したアルミニウム合金製鍛造部材に人工時効処理を施すことで、母相中に固溶させたＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ等の元素を機械的強度に寄与する金属間化合物として析出させることができる。具体的には、溶体化処理部材を１７０～２００℃に２～１５時間保持することで金属間化合物を十分に析出させることができる。
【0066】
溶体化処理工程から人工時効工程までの時間（自然時効の時間）は１００分以下とすることが好ましい。自然時効の時間を１００分以下とすることで主に、Ｍｇ及びＳｉから構成され、アルミニウム合金の強度向上に寄与する好ましいクラスターを形成させることができる。一方で、自然時効の時間を１００分より長くした場合、Ｓｉリッチなクラスターを形成し、アルミニウム合金製鍛造部材の強度を向上させることが困難である。
【0067】
以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例0068】
≪実施例≫
ＤＣ連続鋳造法によって、表１に示す組成を有するアルミニウム合金製ビレットを得た。ここで、表１には、「Ｍｎ含有量とＣｒ含有量の合計」、「Ｍｇ２Ｓｉの含有量」及び「過剰Ｓｉ量」も記載している。
ＤＣ連続鋳造法によって、表１に示す組成を有するアルミニウム合金製ビレットを得た。ここで、表１には、「Ｍｎ含有量とＣｒ含有量の合計」、「Ｍｇ２Ｓｉの含有量」及び「過剰Ｓｉ量」も記載している。
【0069】
【表1】
【0070】
次に、直径が３２５ｍｍのアルミニウム合金製ビレットに対して均質化熱処理を施した後、押出加工を施し、得られた押出加工材に対して鍛造加工を施した。押出径は７０ｍｍであり、押出比は２１．６である。押出温度は３２０～５２０℃とし、押出速度は４～２５ｍ／ｍｉｎとした。また、鍛造加工は金型温度を２８０～３５０℃、鍛造温度を室温～５２０℃、鍛造速度を平均３０ｍｍ／ｓとし、図２に示す断面形状の鍛造加工材を得た。
【0071】
次に、得られた鍛造加工材に対して、表２に示す処理条件で溶体化処理、自然時効及び人工時効を施し、本発明のアルミニウム合金製鍛造部材を得た。
【0072】
【表2】
【0073】
実施例１～１５で得られた各アルミニウム合金製鍛造部材を切断し、鏡面研磨及びエッチングを施すことによって断面観察試料を調整し、光学顕微鏡による組織観察を行った。観察領域は図２において破線で囲っている領域である。平均粒径（結晶粒の幅の平均）を算出すると共に、微細組織の種類を判別し、得られた結果を表３に示した。平均粒径が５００μｍ以下の微細再結晶組織又は亜結晶組織が形成していた場合は○、これら以外の組織（平均粒径が５００μｍよりも大きな粗大再結晶組織）が形成していた場合は×とした。代表的な組織観察結果として、実施例１２及び実施例１１で得られたアルミニウム合金製鍛造部材の光学顕微鏡写真を図３及び図４にそれぞれ示す。実施例１２では微細な再結晶組織、実施例１１では微細な亜結晶組織（回復組織）が形成しており、粗大な結晶粒は存在しないことが分かる。
【0074】
実施例１～１５における各鍛造条件において、組織観察領域の鍛造温度とひずみ速度からＺ因子を算出し、得られた値を表３に示した。また、各鍛造条件における組織観察領域のひずみを算出し、表３に示した。組織観察領域におけるひずみ速度、鍛造温度及びひずみはシミュレーションで求めた値を使用した。当該シミュレーションにはＴＲＡＮＳＶＡＬＯＲ社の塑性加工シミュレーションソフトウェア（Ｆｏｒｇｅ３）を用いた。また、Ｚ因子の算出には、アルミニウムの自己拡散の活性化エネルギーとして１４２ｋＪ／ｍｏｌを用い、気体定数として８．３１４Ｊ／ｍｏｌ・Ｋを用いた。
【0075】
また、実施例１～１５で得られた各アルミニウム合金製鍛造部材の引張特性を評価した。引張試験片はＪＩＳＺ ２２４１に記載の１４号Ａ試験片を用い、組織観察領域が平行部となるように試験片を切り出した。引張速度はＪＩＳＺ ２２４１に準拠し、０．２％耐力までを２ｍｍ／ｍiｎ、０．２％耐力以降を５ｍｍ／ｍiｎとした。得られた引張特性を表３に示す。本発明のアルミニウム合金製鍛造部材は、引張強度：３６０ＭＰａ以上、耐力：３３０ＭＰａ以上、破断伸び：６％以上の引張特性を有していることが分かる。
【0076】
【表3】
【0077】
≪比較例≫
表１及び表２に比較例として示す組成及び処理条件を用いたこと以外は実施例と同様にして、アルミニウム合金製部材を得た。また、実施例と同様にして、Ｚ因子、微細組織及び微細組織等を評価し、得られた結果を表２に示した。
表１及び表２に比較例として示す組成及び処理条件を用いたこと以外は実施例と同様にして、アルミニウム合金製部材を得た。また、実施例と同様にして、Ｚ因子、微細組織及び微細組織等を評価し、得られた結果を表２に示した。
【0078】
代表的な組織観察結果として、比較例１で得られたアルミニウム合金製鍛造部材の光学顕微鏡写真を図５に示す。比較例１では粗大な再結晶粒からなる組織が形成されていることが分かる。また、表２に示すように、比較例１及び比較例２では平均粒径が５００μｍよりも大きくなっている。
【0079】
また、比較例１のアルミニウム合金製鍛造部材は引張強度が低く、破断伸びも十分な値を示していない。比較例２のアルミニウム合金製鍛造部材は４０１ＭＰａの引張強度を示しているが、破断伸びが５．４％と低い値となっている。
【0080】
［組織と鍛造条件の関係］
同じ組成を有する実施例１、２及び比較例１に関して、鍛造加工におけるひずみが異なる複数の領域でアルミニウム合金製鍛造部材の組織を観察した。観察領域のＺ因子は上記の方法で算出し、形成された組織が「微細再結晶粒」、「微細未再結晶粒（回復組織）」及び「粗大再結晶粒」のいずれに該当するかを判別した。ここで、平均粒径が５００μｍ以下の場合は「微細」、５００μｍよりも大きな場合は「粗大」とした。鍛造加工におけるＺ因子及びひずみと、得られる組織の関係を図６に示す。
同じ組成を有する実施例１、２及び比較例１に関して、鍛造加工におけるひずみが異なる複数の領域でアルミニウム合金製鍛造部材の組織を観察した。観察領域のＺ因子は上記の方法で算出し、形成された組織が「微細再結晶粒」、「微細未再結晶粒（回復組織）」及び「粗大再結晶粒」のいずれに該当するかを判別した。ここで、平均粒径が５００μｍ以下の場合は「微細」、５００μｍよりも大きな場合は「粗大」とした。鍛造加工におけるＺ因子及びひずみと、得られる組織の関係を図６に示す。
【0081】
図６より、得られる組織はＺ因子に大きく依存し、Ｚ＞２×１０１２又はＺ≦２×１０１０を満たせば微細再結晶組織又は微細未再結晶組織が得られることが分かる。
【0082】
同じ組成を有する実施例３～実施例７及び比較例２についても、実施例１、２及び比較例１の場合と同様に、鍛造加工におけるＺ因子及びひずみと、得られる組織の関係を評価した。得られた結果を図７に示す。
【0083】
実施例３～実施例７及び比較例２についても、得られる組織はＺ因子に大きく依存している。また、ＣｒとＭｎの複合添加により、微細再結晶組織又は微細未再結晶組織が得られる鍛造条件範囲が拡大されており、Ｚ≧１×１０１２又はＺ≦１×１０１１を満たせば微細再結晶組織又は微細未再結晶組織が得られることが分かる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
