專利名稱：鋁合金鍛造構(gòu)件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及鋁合金鍛造構(gòu)件及其制造方法，所述鋁合金鍛造構(gòu)件為高強(qiáng)度、高韌性，用于耐應(yīng)力腐蝕裂紋性等耐腐蝕性優(yōu)良的、汽車行駛部件等(以下也將鋁稱作Al)。

背景技術(shù)：
近年來，針對(duì)尾氣等造成的地球環(huán)境問題，正在追求汽車等運(yùn)輸機(jī)的車體的輕量化需要的燃料消耗率的提高。因此，尤其是作為汽車等運(yùn)輸機(jī)的構(gòu)造材料及構(gòu)造部件，特別是作為上臂、下臂等行駛部件，AA及JIS標(biāo)準(zhǔn)中所說的6000系(Al-Mg-Si系)等Al合金鍛造構(gòu)件正在被使用。6000系鋁合金自身合金元素量也少，容易將廢料再一次作為6000系A(chǔ)l合金溶解原料進(jìn)行再利用，在這一方面來看，循環(huán)使用性也較優(yōu)異。
這些6000系A(chǔ)l合金鍛造材是對(duì)Al合金鑄造材進(jìn)行均質(zhì)化熱處理后，進(jìn)行機(jī)械鍛造、液壓鍛造等熱鍛(型鍛造)，然后，實(shí)施固溶及淬火處理和人工時(shí)效硬化處理的所謂調(diào)質(zhì)處理而制造。至于鍛造用的坯料，除所述鑄造材以外還應(yīng)用預(yù)先對(duì)鑄造材進(jìn)行擠壓后的擠壓材。
對(duì)懸架等行駛部件，要求實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、高韌性、高耐腐蝕性的材料。在這一點(diǎn)上，鋁合金鍛造材比鋁合金鑄造材等強(qiáng)度方面占優(yōu)且可靠性高。
近年來，就這些運(yùn)輸機(jī)的構(gòu)造材料而言，為了使汽車更進(jìn)一步輕量化，要求在更加薄壁化之后的高強(qiáng)度化及高韌性化。因此，對(duì)Al合金鑄造材及Al合金鍛造材的微觀組織進(jìn)行了各種各樣的改善。例如，已提出了使6000系A(chǔ)l合金鑄造材的晶析出物(結(jié)晶物及析出物)的平均粒徑減小到8μm以下，并且使其二次枝晶臂間距細(xì)化至40μm以下，從而使Al合金鍛造材強(qiáng)度更高、韌性更高的方法(參照專利文獻(xiàn)1、2)。
另外，還提出了通過對(duì)6000系A(chǔ)l合金鍛造材的晶粒內(nèi)或晶界的結(jié)晶物、或晶析出物的平均粒徑、或平均間隔等進(jìn)行控制，使得Al合金鍛造材強(qiáng)度更高、韌性更高的方法(參照專利文獻(xiàn)3、4、5)。
但是，對(duì)這些6000系A(chǔ)l合金鍛造材來說，在上述鍛造及固溶處理工序中，存在加工組織再結(jié)晶而產(chǎn)生粗大晶粒的傾向。當(dāng)產(chǎn)生了這些粗大晶粒時(shí)，即使對(duì)上述微觀組織進(jìn)行控制，也不能起到高強(qiáng)度化及高韌性化的效果，且耐腐蝕性也會(huì)降低。并且，在這些各專利文獻(xiàn)中，鍛造加工溫度比較低，低于450℃，在這種低溫?zé)徨懼?，使作為目?biāo)的晶粒微細(xì)化乃至亞晶?；瘜?shí)際上是比較困難的。
另一方面，為了抑制所述加工組織再結(jié)晶化后的粗大晶粒的產(chǎn)生，公知的是在添加Mn、Zr、Cr等具有晶粒微細(xì)化效果的遷移元素之后，在450℃～570℃的比較高的溫度下開始熱鍛造(專利文獻(xiàn)6～7、8～10)。
專利文獻(xiàn)1特開平07—145440號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)2特開平06—256880號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)3特開2000—144296號(hào)公報(bào)(登錄3684313) 專利文獻(xiàn)4特開2001—107168號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)5特開2002—294382號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)6特開平5—247574號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)7特開2002—348630號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)8特開2004—43907號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)9特開2004—292937號(hào)公報(bào) 專利文獻(xiàn)10特開2004—292892號(hào)公報(bào) 懸架等汽車行駛部件由臂部和在該臂部的一端具有球窩關(guān)節(jié)部的結(jié)構(gòu)構(gòu)成。為了使這些汽車行駛部件表現(xiàn)出規(guī)定的強(qiáng)度并且實(shí)現(xiàn)輕量化，尤其是其臂部通常采用由比較窄而厚的周緣部的肋部、和比較薄的中央部的腹板構(gòu)成的大致H形的截面形狀。
如上所述，為了使汽車進(jìn)一步輕量化，要既維持剛性等又使汽車的行駛部件進(jìn)一步薄壁化、輕量化，就必須使腹板進(jìn)一步薄壁化并根據(jù)需要使其加寬，而將肋部設(shè)計(jì)為更加窄而厚的輕量化的形狀(以下也稱作輕量化形狀)。因此，也開始采用該腹板的壁厚為10mm以下的具有薄壁臂部的汽車行駛部件。
而且，在懸臂等形成行駛部件中，使用時(shí)在由這種肋部和薄壁腹板構(gòu)成的大致H形的截面構(gòu)成的臂部，被負(fù)載最大的應(yīng)力。負(fù)載有該最大應(yīng)力的臂部的部位因汽車行駛部件的整體形狀、壁厚、等形狀要件不同也是不同的。但是，不僅在此外的接合部，而且在臂部的、由整體形狀或形狀要件固定的部位也產(chǎn)生最大應(yīng)力。
但是，這種鍛造制品的輕量化的形狀使得熱鍛中的鍛造制品的部位不同而帶來的加工度的不均增大。通常，在不進(jìn)行再加熱而多次進(jìn)行的使用機(jī)械壓床的熱模鍛等中，熱鍛時(shí)的加工率也容易和原來一樣，因部位不同而有較大差異。
據(jù)此，所述進(jìn)一步薄壁化的腹板部分、或更加窄而厚的肋部部分的加工度具有進(jìn)一步增大的傾向。因此，具有在熱鍛中的溫度下，在所述進(jìn)一步薄壁化的腹板部分、或更加窄而厚的肋部部分容易產(chǎn)生分型線以及在其近旁越發(fā)產(chǎn)生再結(jié)晶后的粗大晶粒(晶粒的粗大化)的問題。
在此，為了具有強(qiáng)度，臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的腹板部分或肋部部分的晶粒的粗大化容易產(chǎn)生時(shí)，較高地維持不僅臂部而且作為汽車行駛部件整體的強(qiáng)度，同時(shí)實(shí)現(xiàn)輕量化是很困難的。在這一點(diǎn)上，如上所述，在迄今為止的6000系A(chǔ)鋁合金鍛造材的組織中，實(shí)際情況是，僅在抑制粗大晶粒的產(chǎn)生以使晶粒微細(xì)化的指向方向，使輕量化形狀的鍛造材汽車行駛部件再現(xiàn)性優(yōu)良、高強(qiáng)度化、高韌性及高耐腐蝕性是有限度的。


發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是鑒于這種事情而開發(fā)的，目的是提供一種即使輕量化形狀也可以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性的鋁合金鍛造材。
為了實(shí)現(xiàn)這一目的，本發(fā)明的鋁合金鍛造材的要旨是，鋁合金鍛造材以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.5～1.25％、Si0.4～1.4％、Cu0.01～0.7％、Fe0.05～0.4％、Mn0.001～1.0％、Cr0.01～0.35％、Ti0.005～0.1％，并且將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，具有由比較窄且厚的周緣部的肋部和比較寬的中央部的腹板構(gòu)成的大致H形的寬度方向截面形狀的臂部，其中，在肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面組織中，在產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位的組織中所觀察到的結(jié)晶物密度以平均面積率計(jì)為1.5％以下，在包括鍛造時(shí)產(chǎn)生的分型線的截面部位的組織中所觀察到的各晶界析出物彼此的間隔以平均間隔計(jì)為0.7μm以上。
另外，為了實(shí)現(xiàn)該目的，本發(fā)明的鋁合金鍛造材，在上述要旨的基礎(chǔ)上，還優(yōu)選在所述鋁合金鍛造材的肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面組織中，在產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位的組織中所觀察到的分散粒子的尺寸以平均直徑計(jì)為1200

以下，并且，這些分散粒子的密度以平均面積率計(jì)為4％以上，在這些肋部的截面組織中所觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)為10％以下，并且，在與這些肋部的截面組織鄰接的所述腹板的寬度方向的截面組織中所觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)為20％以下。
在此，優(yōu)選上述的結(jié)晶物密度以平均面積率計(jì)為1.0％以下，上述的各晶界析出物彼此的間隔以平均間隔計(jì)為1.6μm以上。另外，就所述鋁合金鍛造材及后述的鋁合金金屬溶液的成分組成而言，優(yōu)選以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.7～1.25％、Si0.8～1.3％、Cu0.1～0.6％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.3％、Ti0.01～0.1％，并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，更優(yōu)選以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.9～1.1％、Si0.9～1.1％、Cu0.3～0.5％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.2％、Ti0.01～0.1％，并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，本發(fā)明適宜應(yīng)用于所述腹板的壁厚為10mm以下的薄壁的鋁合金鍛造材。
用于實(shí)現(xiàn)所述的目的的本發(fā)明的鋁合金鍛造材的制造方法，其為上述的各要旨的、或后述的優(yōu)選的要旨的鋁合金鍛造材的制造方法，其中， 以100℃/秒以上的平均冷卻速度對(duì)具有下述組成的鋁合金熔液進(jìn)行鑄造，該鋁合金溶液以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.5～1.25％、Si0.4～1.4％、Cu0.01～0.7％、Fe0.05～0.4％、Mn0.001～1.0％、Cr0.01～0.35％、Ti0.005～0.1％，并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，或者具有上述優(yōu)選組成， 對(duì)該鑄造成的鑄錠以10～1500℃/小時(shí)的升溫速度加熱到460～570℃的溫度范圍，在該溫度范圍保持2小時(shí)以上，由此實(shí)施均質(zhì)化熱處理，其后， 以40℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻至室溫， 進(jìn)而再加熱到熱鍛開始溫度， 熱模鍛造為具有由比較窄且厚的周緣部的肋部和薄壁且比較寬的中央部的腹板構(gòu)成的截面形狀為大致H形的臂部的鋁合金鍛造材，并且將鍛造結(jié)束溫度定在350℃以上， 在該熱鍛后，實(shí)施在530～570℃的溫度范圍保持20分鐘～8小時(shí)的固溶處理， 其后，在平均冷卻速度為200～300℃/秒的范圍進(jìn)行淬火處理，進(jìn)而，進(jìn)行人工時(shí)效硬化處理。
在本發(fā)明中，按照上述要旨對(duì)制成輕量化形狀的鋁合金鍛造材的臂部的、肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的肋部的所述各特定部位的寬度方向截面組織進(jìn)行限定。另外，以鍛造后的鋁合金鍛造材的臂部的、肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的肋部的所述各特定部位的寬度方向截面組織成為上述要旨的組織的方式，進(jìn)行成分調(diào)制及制造。
另外，在本發(fā)明中，對(duì)制成輕量化形狀的鋁合金鍛造材的臂部的、尤其是最大應(yīng)力產(chǎn)生的各特定部位的、鍛造中的肋部部分及腹板部分的晶粒的粗大化進(jìn)行抑制。
在本發(fā)明中，由此，為了具有強(qiáng)度而使后述的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化。而且，尤其是，即使是具有由壁厚為10mm以下的薄壁且比較寬的中央部的腹板構(gòu)成的大致H形的截面的臂部的鋁合金鍛造材，(即使是制成了輕量化形狀的鍛造材的鋁合金鍛造材)，也可以使其高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化。



圖1是表示Al合金鍛造材制汽車行駛部件的俯視圖。
符號(hào)說明 1汽車行駛部件、2臂部、3肋部、4腹板、5接合部、6最大應(yīng)力產(chǎn)生部位(截面方向)、7、8、9試料采樣部位
具體實(shí)施例方式 下面，具體地說明本發(fā)明的汽車行駛部件及汽車行駛部件的制造方法的實(shí)施方式。
對(duì)本發(fā)明的汽車行駛部件、或構(gòu)成行駛部件的Al合金鍛造材、作為該鍛造用的坯料的鋁合金鑄造材、作為該鑄造用的Al合金金屬溶液的Al合金化學(xué)成分組成進(jìn)行說明。
至于本發(fā)明的汽車行駛部件的Al合金化學(xué)成分組成，作為上臂、下臂等行駛部件，必須保證高強(qiáng)度、高韌性及耐應(yīng)力腐蝕裂紋性等高的耐腐蝕性乃至耐久性。為此的Al合金化學(xué)成分組成為，以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.5～1.25％、Si0.4～1.4％、Cu0.01～0.7％、Fe0.05～0.4％、Mn0.001～1.0％、Cr0.01～0.35％、Ti0.005～0.1％，并且將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。各元素量的％表示是所有質(zhì)量％的意思。
在上述成分組成中，為了保證高強(qiáng)度、高韌性及耐應(yīng)力腐蝕裂紋性等高的耐腐蝕性乃至耐久性，作為更窄的組成范圍，優(yōu)選含有Mg0.7～1.25％、Si0.8～1.3％、Cu0.1～0.6％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.3％、Ti0.01～0.1％，并且將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，作為進(jìn)一步窄的范圍，更優(yōu)選含有Mg0.9～1.1％、Si0.9～1.1％、Cu0.3～0.5％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.2％、Ti0.01～0.1％，并且將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
在不阻礙本發(fā)明的諸特性的范圍內(nèi)允許適當(dāng)含有其它元素。另外，在不阻礙本發(fā)明的特性的范圍內(nèi)，也允許從溶解原料廢鐵等必然被混入的雜質(zhì)。接著，對(duì)關(guān)于本發(fā)明的Al合金鍛造材的各元素的含量的臨界的意義及優(yōu)選的范圍進(jìn)行說明。
Mg0.5～1.25％，優(yōu)選0.7～1.25％，更優(yōu)選0.9～1.1％。
Mg是通過人工時(shí)效處理，與Si一起主要作為β’相在晶粒內(nèi)析出，用于賦予汽車行駛部件使用時(shí)的高強(qiáng)度(屈服點(diǎn))的必須的元素。Mg的含量過少時(shí)，人工時(shí)效處理時(shí)的時(shí)效硬化量就會(huì)降低。另一方面，Mg的含量過多時(shí)，強(qiáng)度(屈服點(diǎn))會(huì)變得過高，使鍛造性受到阻礙。另外，在固溶處理后的淬火過程中，大量的Mg2 Si或單體Si容易析出，反而使強(qiáng)度、韌性、耐腐蝕性等降低。因而，Mg的含量設(shè)定為0.5～1.25％，優(yōu)選0.7～1.25％，更優(yōu)選0.9～1.1％的各范圍。
Si0.4～1.4％，優(yōu)選0.8～1.3％，更優(yōu)選0.9～1.1％。
Si也是與Mg一起通過人工時(shí)效處理，主要作為β’相析出，用于賦予汽車行駛部件使用時(shí)的高強(qiáng)度(屈服點(diǎn))的必須的元素。Si的含量過少時(shí)，人工時(shí)效處理得不到充分的強(qiáng)度。另一方面，Si的含量過多時(shí)，在鑄造時(shí)及固溶處理后的淬火過程中，粗大的單體Si粒子晶出及析出，使得耐腐蝕性和韌性降低。另外，過剩Si增多，不能得到高耐腐蝕性和高韌性、高疲勞特性。另外，延伸性降低等也阻礙加工性。因而，Si的含量設(shè)定為0.4～1.4％，優(yōu)選0.8～1.3％，更優(yōu)選0.9～1.1％的各范圍。
Mn0.001～1.0％，優(yōu)選0.2～0.6％。
Cr0.01～0.35％，優(yōu)選0.1～0.3％，更優(yōu)選0.1～0.2％。
Mn、Cr是在均質(zhì)化熱處理時(shí)及其后的熱鍛時(shí)，F(xiàn)e、Mn、Cr、Si、Al等生成根據(jù)其含量選擇性地結(jié)合而成的Al-Mn系、Al-Cr系金屬間化合物的分散粒子(分散相)。Al-Mn系、Al-Cr系金屬間化合物代表性地例示Al-(Fe、Mn、Cr)-Si化合物、(Fe、Mn、Cr)3SiAl12等。
Mn、Cr形成的這些分散粒子雖然在制造條件下，但是因?yàn)槠湮⒓?xì)且密度高，具有妨礙均勻地分散、再結(jié)晶后的晶界移動(dòng)的效果，所以，可防止晶粒的粗大化，同時(shí)，使晶粒微細(xì)化的效果強(qiáng)。另外，可預(yù)料Mn也會(huì)使得向母相的固溶的強(qiáng)度及楊氏模量增大。
Mn、Cr的含量過少時(shí)，不能期待他們的效果，晶粒粗大化，強(qiáng)度及韌性降低。另一方面，過多含有這些元素，溶解、鑄造時(shí)容易生成粗大的金屬間化合物或析出物而變成破壞的起點(diǎn)，從而成為韌性及疲勞特性降低的原因。因此，在同時(shí)含有Mn、Cr的同時(shí)，Mn的含量設(shè)定為0.001～1.0％，優(yōu)選0.2～0.6％的各范圍，Cr的含量設(shè)定為0.01～0.35％，優(yōu)選0.1～0.3％，更優(yōu)選0.1～0.2％的各范圍。
(Zr) 和Mn、Cr同樣地生成分散粒子(分散相)的Zr的情況為，在有的含有Ti時(shí)等鑄造的條件下，反而成為阻礙鑄錠的晶粒微細(xì)化的原因。尤其是Zr生成Ti-Zr的化合物，阻礙Ti或Ti、B的晶粒微細(xì)化，成為使晶粒粗大化的主要原因。因而，本發(fā)明中，不使用Zr，并極力抑制作為雜質(zhì)而含有的Zr的含量。具體地說，Zr小于0.15％，優(yōu)選小于0.05％。
Cu0.01～0.7％，優(yōu)選0.1～0.6％，更優(yōu)選0.3～0.5％。
Cu除在固溶強(qiáng)化中有助于強(qiáng)度的提高以外，在進(jìn)行時(shí)效處理時(shí)還具有顯著地促進(jìn)最終制品的時(shí)效硬化的效果。Cu的含量過少時(shí)，沒有這些效果。另一方面，Cu的含量過多時(shí)，Al合金鍛造材的組織的應(yīng)力腐蝕破裂及晶界腐蝕的感受性顯著變高，使得Al合金鍛造材的耐腐蝕性及耐久性降低。因而，Cu的含量設(shè)定為0.01～0.7％，優(yōu)選0.1～0.6％，更優(yōu)選0.3～0.5％的各范圍。
Fe0.05～0.4％，優(yōu)選0.1～0.4％。
Fe具有與Mn、Cr一起生成分散粒子(分散相)，以阻礙再結(jié)晶后的晶界移動(dòng)，從而防止晶粒的粗大化，同時(shí)使晶粒微細(xì)化的效果。Fe的含量過少時(shí)，沒有這些效果。另一方面，F(xiàn)e的含量過多時(shí)，就會(huì)生成Al-Fe-Si結(jié)晶物等粗大的結(jié)晶物。這些結(jié)晶物使得破壞韌性及疲勞特性等惡化。因而，F(xiàn)e的含量設(shè)定為0.05～0.4％，優(yōu)選0.1～0.4％的各范圍。
Ti0.005～0.1％，優(yōu)選0.01～0.1％。
Ti具有使鑄錠的晶粒微細(xì)化，從而使鍛造材組織成為微細(xì)的亞晶粒的效果。Ti的含量過少時(shí)，則不能發(fā)揮該效果。但是，Ti的含量過多時(shí)，則形成粗大的析出物，使得所述加工性降低。因而，Ti的含量設(shè)定為0.005～0.1％，優(yōu)選0.01～0.1％的各范圍。
除此之外，下面記載的元素為雜質(zhì)，各自的含量允許在以下分別記載的含量以內(nèi)。
氫0.25ml/100g Al以下。氫(H2)容易作為雜質(zhì)混入，尤其是在鍛造材的加工度小的情況下，氫引起的氣泡在鍛造加工中不被壓接，從而產(chǎn)生泡，成為破壞的起點(diǎn)，因此，使得韌性及疲勞性顯著降低。尤其是在高強(qiáng)度化后的行駛部件等中，該氫的影響較大。因而，每100g的Al的氫濃度優(yōu)選設(shè)定為0.25ml以下，優(yōu)選盡可能少的含量。
Zn、V、Hf也容易作為雜質(zhì)混入而阻礙行駛部件的特性，所以，他們的合計(jì)含量設(shè)定為小于0.3％。
另外，B是雜質(zhì)，但和Ti同樣，也具有使鑄錠的晶粒微細(xì)化，從而使擠壓及鍛造時(shí)的加工性提高的效果。不過，其含有超過300ppm時(shí)，仍然會(huì)形成測(cè)定點(diǎn)晶析出物，而使所述加工性降低。因而，允許B的含量為300ppm以下。
(汽車行駛部件的最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位) 在本發(fā)明中，按照上述要旨規(guī)定制成輕量化形狀的鍛造材汽車行駛部件的臂部?jī)?nèi)最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位的肋部部分的組織。因而，首先說明本發(fā)明的汽車行駛部件的最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位的意思。
首先，利用圖1、(b)說明本發(fā)明汽車行駛部件的、制成輕量化形狀的代表形狀。圖1(a)汽車行駛部件1的整體形狀和最大應(yīng)力產(chǎn)生的臂部特定部位的俯視圖，圖1(b)是表示圖1(a)的A-A線剖面圖(最大應(yīng)力產(chǎn)生的臂部特定部位的寬度方向的剖面圖)。
圖1(a)中汽車行駛部件1由其形狀被鍛造成近凈尺寸的鋁合金鍛造材構(gòu)成。汽車行駛部件1一般形成為圖1(a)所示的大致三角形的整體形狀，在各三角形的頂點(diǎn)部分，具有球窩接頭等的接合部5a、5b、5c，汽車行駛部件共同具有用臂部2a、2b將它們分別連接起來的形狀。臂部2a、2b在其寬度方向的各周緣部(兩側(cè)端部)無一例外具有沿臂部的各方縱向方向相互延伸的肋部。臂部2a具有肋部3a、3b，臂部2b具有肋部3a、3c。另外，臂部2a、2b在其寬度方向的各中央部無一例外具有沿臂部的各方縱向方向相互延伸的腹板。臂部2a具有腹板4a，臂部2b具有腹板4b。
在此，各肋部3a、3b、3c在汽車行駛部件中相同，比較窄，壁厚較厚。與此相反，各腹板4a、4b在汽車行駛部件中相同，比肋部3a、3b、3c壁薄，壁厚在10mm以下且比較寬。因此，臂部2a、2b其寬度方向的截面在汽車行駛部件中相同，具有大致H形截面形狀。H形的兩縱壁部分意思是肋部3a、3b、3c，中央的橫壁部分意思是腹板4a、4b。
以上述的整體結(jié)構(gòu)及形狀為前提，在汽車行駛部件中，以在使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生(負(fù)載有最大應(yīng)力)的特定部位在肋部部的球窩接頭部的側(cè)的方式對(duì)臂部2a、2b和球窩接頭部5a、5b、5c進(jìn)行結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)。不用說，該最大應(yīng)力產(chǎn)生部位雖然因該結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)條件的不同而不同，但是，必定在任一肋部部的球窩接頭部側(cè)。
在圖1的汽車行駛部件中，使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生(負(fù)載有最大應(yīng)力)的特定部位是圖1(a)中用斜線表示的、沿肋部的球窩接頭部側(cè)的縱向方向延伸的斜線部。即，該圖1(a)的例中，用斜線表示的、球窩接頭部5a側(cè)的臂部2a的一側(cè)、且部分地包含肋部3a和腹板4a的部位。而且，另外，該臂部的部分的寬度方向截面中的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位在截面內(nèi)不是均一的，而是圖1(b)中用○圍住而表示的、肋部3a的上端側(cè)6a部分。另外，在使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位不僅是肋部3a部，而且也波及到肋部3b側(cè)的情況下，圖1(b)中用○圍住而表示的、肋部3b的上端側(cè)6b也成為使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生的部位。
在汽車行駛部件中，不用說雖然在與其它部件的接合部也產(chǎn)生大的應(yīng)力(負(fù)載有)，但不是最大應(yīng)力。如圖1(a)所示，汽車行駛部件中的最大應(yīng)力必定在由臂部的整體形狀及形狀要件決定的、特定的肋部的球窩接頭部側(cè)部位產(chǎn)生。
在此，為了具有強(qiáng)度，在臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位尤其是肋部部分、或包含該肋部部分的腹板部分容易產(chǎn)生晶粒的粗大化時(shí)，則難以既較高地維持臂部、甚至作為汽車行駛部件整體的強(qiáng)度又實(shí)現(xiàn)輕量化。
因此，在本發(fā)明中，按照上述要旨對(duì)圖1(a)中用斜線表示的、負(fù)載有最大的應(yīng)力的臂部的特定部位(球窩接頭部5a側(cè)的臂部2a的一側(cè)部分地包含肋部3a和腹板4a兩者各自在內(nèi)的部位)的組織進(jìn)行規(guī)定。理想的是，只要可以制造，則，不僅對(duì)負(fù)載有該最大的應(yīng)力的臂部的特定部位，而且優(yōu)選對(duì)臂部2a、2b整體的組織，按照上述要旨進(jìn)行規(guī)定。
(組織) 在本發(fā)明中，對(duì)汽車行駛部件中的所述圖1中所說明的、作為臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的肋部3a組織的結(jié)晶物、晶界析出物各自進(jìn)行規(guī)定。而且，優(yōu)選還對(duì)金屬間化合物的分散粒子、再結(jié)晶比例各自進(jìn)行規(guī)定。另外，優(yōu)選還對(duì)臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位中的腹板4a組織的再結(jié)晶比例進(jìn)行規(guī)定。但是，肋部3a組織的結(jié)晶物按照寬度方向截面中的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織進(jìn)行規(guī)定。另外，肋部3a組織的晶界析出物、分散粒子在寬度方向截面中的分型線的組織中進(jìn)行規(guī)定。進(jìn)而，肋部3a組織及腹板4a組織的再結(jié)晶比例在最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面中進(jìn)行規(guī)定。
(結(jié)晶物) 在本發(fā)明中，在寬度方向截面中的負(fù)載有最大應(yīng)力的部位的、圖1(b)中用○圍住的肋部3a的上端側(cè)6a部分，對(duì)負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部2a中的寬度方向截面組織的結(jié)晶物進(jìn)行規(guī)定。如上所述，在使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位不僅是肋部3a部，而且也波及到肋部3b側(cè)的情況下，圖1(b)中用○圍住而表示的、肋部3b的上端側(cè)6b也設(shè)定為析出物規(guī)定部位。在本發(fā)明中，在負(fù)載有這種最大應(yīng)力的臂部(尤其是肋部部)，抑制每個(gè)特定的部位的粗大的結(jié)晶物，并抑制成為破壞的起點(diǎn)的結(jié)晶物，從而使汽車行駛部件的韌性提高。
在此，本發(fā)明中所說的結(jié)晶物是Al-Fe-Si系結(jié)晶物。如上所述，F(xiàn)e的含量過多時(shí)，該Al-Fe-Si系結(jié)晶物等就會(huì)生成使破壞韌性及疲勞韌性等惡化的粗大的結(jié)晶物。但是，F(xiàn)e是特別容易作為雜質(zhì)從廢鐵等的溶解原料中混入的元素。因此，即使為通常的雜質(zhì)水平的含量，生成該Al-Fe-Si系晶析出物等粗大的結(jié)晶物的可能性也較高。
因此，在本發(fā)明中，對(duì)Al-Fe-Si系結(jié)晶物的密度進(jìn)行規(guī)定，來抑制所述組織中的Al-Fe-Si系結(jié)晶物等粗大的結(jié)晶物。即，所述組織中的Al-Fe-Si系結(jié)晶物的平均面積率設(shè)定為1.5％以下，優(yōu)選1.0％以下。所述組織的Al-Fe-Si系結(jié)晶物的平均面積率超過1.5％以下，優(yōu)選1.0％以下，超過時(shí)，就會(huì)生成粗大的結(jié)晶物，從而使汽車行駛部件的破壞韌性及疲勞特性等惡化。
(結(jié)晶物的平均面積率測(cè)定) 在此，Al-Fe-Si系結(jié)晶物的平均面積率是對(duì)寬度方向截面的負(fù)載有最大應(yīng)力的部位、即包含所述圖1(b)中用○圍住的肋部3a的上端側(cè)6a部分的7部位的寬度方向截面組織進(jìn)行觀察。更具體地說，是用放大倍數(shù)為500倍的SEM(掃描型電子顯微鏡)以觀察面積合計(jì)為0.2mm2的方式，對(duì)所述部分內(nèi)的多處進(jìn)行觀察并拍攝，對(duì)所得到的圖像進(jìn)行數(shù)字處理而算出。為了在測(cè)定中保持再現(xiàn)性，對(duì)任意10個(gè)測(cè)定部位進(jìn)行這種觀察，并將它們進(jìn)行平均而算出平均面積率。
(晶界析出物) 在本發(fā)明中，在負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部2a的寬度方向截面組織內(nèi)、圖1(b)的肋部3a的分型線PL(包含)部位，即8部分，晶界析出物進(jìn)行規(guī)定。如上所述，在使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位不僅是肋部3a，而且也波及到肋部3b側(cè)的情況下，相當(dāng)于肋部3a的8的肋部3b的分型線PL(包含)部位也設(shè)定為晶界析出物規(guī)定部位。
圖1(b)所示的該分型線PL為分型面，在使用陽模和陰模的模具的熱模鍛中，在兩模型的邊界必然會(huì)形成邊界面(分割面)。假設(shè)在作為負(fù)載所述的最大應(yīng)力的部位的圖1(b)的肋部3b的上端側(cè)6b，產(chǎn)生以結(jié)晶物為起點(diǎn)的破壞的情況下，破壞在晶界向該分型線PL傳播。朝向該分型線PL的破壞的晶界傳播因晶界析出物的存在而變大。即，在本發(fā)明中，通過降低負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部(尤其是肋部部)的晶界上的析出物，可以阻止乃至抑制破壞的晶界傳播，從而使汽車行駛部件的破壞韌性及頻率特性提高。
本發(fā)明中所說的晶界析出物為Mg2Si或單體Si。Mg2Si主要作為β’相在晶粒內(nèi)析出，賦予汽車行駛部件高強(qiáng)度(屈服點(diǎn))。但是，該Mg2Si或單體Si在晶界析出時(shí)，則成為破壞的起點(diǎn)而助長(zhǎng)破壞朝向所述分型線PL的晶界傳播，使得汽車行駛部件的破壞韌性及疲勞特性等惡化。
另外，即使Mg和Si的含量在所述的規(guī)定范圍內(nèi)時(shí)合適的值，在通常的制造工序中，在鑄造、均質(zhì)化熱處理、熱鍛、固溶處理及淬火處理等熱經(jīng)歷中，在升溫速度及冷卻速度過小的情況下，Mg2Si或單體Si也容易在晶界粗大或較密地析出。
因此，在本發(fā)明中，在負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部2a的寬度方向截面組織內(nèi)、圖1(b)的肋部3a的分型線PL(包含)部位的8部分，要對(duì)晶界析出物進(jìn)行規(guī)定。即，將該組織晶界的Mg2Si或單體Si等晶界析出物彼此的平均間隔較廣地設(shè)定為0.7μm以上，優(yōu)選1.6μm以上，由此來降低晶界上的析出物。當(dāng)所述組織的Mg2Si或單體Si彼此的平均間隔小于0.7μm、優(yōu)選低于1.6μm時(shí)，這些晶界析出物就會(huì)在晶界粗大或較密地析出，使得汽車行駛部件的破壞韌性及疲勞特性等惡化。
(晶界析出物的測(cè)定) 在此，晶界析出物的平均間隔是用放大倍數(shù)為20000倍的TEM(透光型電子顯微鏡)對(duì)圖1(b)的肋部3a的分型線PL(包含)部位的8部分進(jìn)行10視野觀察，并根據(jù)晶界的每長(zhǎng)度1的晶界析出物的個(gè)數(shù)n算出1/n。為了保持測(cè)定的再現(xiàn)性，這些觀察是對(duì)10處任意測(cè)定部位進(jìn)行，然后將它們平均而算出平均面積率。
(分散粒子) 在本發(fā)明中，優(yōu)選分散粒子和所述晶界析出物同樣，也是在負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部2a的寬度方向截面組織內(nèi)、圖1(b)的肋部3a的分型線PL(包含)部位的8部分進(jìn)行規(guī)定。另外，如上所述，在使用中最大應(yīng)力產(chǎn)生的特定部位不僅是肋部3a，而且也波及到肋部3b側(cè)的情況下，相當(dāng)于肋部3a的8的肋部3b的分型線PL(包含)部位也設(shè)定為晶界析出物規(guī)定部位。
在該分型線PL，鍛造中的加工率為最大，是容易再結(jié)晶的部位。因此，阻止該最容易再結(jié)晶的部位的再結(jié)晶時(shí)很重要的。因而，在本發(fā)明中，對(duì)抑制該最容易再結(jié)晶的部位的再結(jié)晶的分散粒子進(jìn)行規(guī)定，來抑制再結(jié)晶，從而抑制再結(jié)晶招致的晶粒的粗大化。由此來抑制負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部(尤其是肋部部)的再結(jié)晶化、晶粒的粗大化造成的晶界破裂，從而提高汽車行駛部件的強(qiáng)度、韌性。
本發(fā)明所說的分散粒子時(shí)Al-Cr系、Al-Zr系金屬間化合物。如上所述，這些分散粒子微細(xì)且密度高，如果均勻地被分散，就具有妨礙再結(jié)晶后的晶界移動(dòng)的效果，因此，可以防止晶粒的再結(jié)晶及粗大化，同時(shí)，使晶粒為細(xì)化的效果高。不過，在通常的制造工序中，在鑄造、均質(zhì)化熱處理、熱鍛、固溶處理及淬火處理等熱經(jīng)歷中，在升溫速度及冷卻速度過小的情況下，利用制造條件容易粗大化。因此，會(huì)失去抑制再結(jié)晶(晶粒微細(xì)化)效果，反而還有使汽車行駛部件的破壞韌性及疲勞特性惡化的可能性。
因此，在本發(fā)明中，為了使所述組織中的上述分散粒子微細(xì)、均勻地分散而不使其粗大化，理想的是，對(duì)作為分散粒子的尺寸的平均直徑和作為密度的平均面積率進(jìn)行規(guī)定。即，按照所述的肋部3a組織的結(jié)晶物、晶界析出物的各規(guī)定是非必須的，但理想的是，上述分散粒子的平均直徑設(shè)定為1200

以下，上述分散粒子的密度以平均面積率計(jì)，設(shè)定為4％以上。
所述組織的、上述分散粒子的平均直徑超過1200

上述分散粒子的密度以平均面積率計(jì)低于4％的任一情況都不能進(jìn)行微細(xì)均勻地分散。因此，具有使汽車行駛部件的破壞韌性及疲勞特性等惡化的可能性。
(分散粒子的測(cè)定) 在此，分散粒子的平均直徑和平均面積率是用放大倍數(shù)為20000倍的TEM(透光型電子顯微鏡)對(duì)圖1(b)的肋部3a的分型線PL(包含)部位的8部分的組織(寬度方向截面組織)進(jìn)行10視野觀察。通過對(duì)其進(jìn)行圖像分析，算出各分散粒子的最大長(zhǎng)度作為直徑，算出所觀察到的分散粒子中的該最大長(zhǎng)度的平均作為分散粒子的平均直徑。另外，同樣，根據(jù)圖像分析求出所觀察到的分散粒子的合計(jì)面積，算出其對(duì)觀察視野面積的比例，作為分散粒子的平均面積率。為了保持再現(xiàn)性，這些觀察是對(duì)10處任意測(cè)定部位進(jìn)行，然后將它們平均而算出。
(再結(jié)晶面積比例) 在本發(fā)明中，理想的是，對(duì)在負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部2a的寬度方向截面組織內(nèi)、包含最容易再結(jié)晶的分型線PL部位的、圖1(b)的肋部3a的寬度方向截面中的組織全體和與其鄰接的腹板4a的寬度方向截面中的組織全體兩個(gè)部位的再結(jié)晶粒所占的面積比例(也稱作再結(jié)晶面積比例)進(jìn)行規(guī)定。據(jù)此，理想的是，對(duì)將肋部和腹板合在一起的臂部的再結(jié)晶面積比例進(jìn)行規(guī)定。
在腹板4a中，和肋部3a一樣也包含分型線PL部位，也容易再結(jié)晶。而且，該腹板的晶粒的大小(再結(jié)晶面積比例)也對(duì)疲勞強(qiáng)度有較大影響。另外，因?yàn)楦拱搴屠卟垮懺斓募庸ざ炔煌?，所以，肋部的再結(jié)晶面積比例與其不同的可能性較高。因而，要規(guī)定負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部再結(jié)晶面積比例，必須對(duì)肋部和腹板雙方進(jìn)行規(guī)定。
據(jù)此，理想的是，抑制負(fù)載有最大應(yīng)力的臂部(尤其是肋部部和腹板部)中的再結(jié)晶而使亞晶粒增加，使晶粒為細(xì)化至10從而抑制該臂部中的晶界破裂，使汽車行駛部件的強(qiáng)度、韌性提高。
至于肋部的規(guī)定部位，作為圖1(b)的肋部3a的寬度方向截面中的組織的全體，是在兩處進(jìn)行規(guī)定(測(cè)定)，該兩處為在寬度方向截面中的負(fù)載有最大應(yīng)力的部位的、包含所述圖1(b)中用○圍住的肋部3a的上端側(cè)6a部分的7、和包含所述的最容易再結(jié)晶的分型線PL部位的8的各部分。也就是以肋部的寬度方向截面中的組織全體中的組織為代表，將這兩處測(cè)定處7、8的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)，限定在10％以下，使亞晶粒增加，從而使平均晶粒為細(xì)化至10μm以下的程度。由此，抑制肋部部的晶界破裂，使汽車行駛部件的強(qiáng)度、韌性提高。
另外，至于腹板的規(guī)定部位，作為圖1(b)的腹板4a的寬度方向截面中的組織全體，是在包含上述的最容易再結(jié)晶的分型線PL部位的9不為進(jìn)行規(guī)定(測(cè)定)。即，以腹板的寬度方向截面中的組織全體中的組織為代表，將測(cè)定處9的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)，限定在20％以下，使亞晶粒增加，從而使平均晶粒為細(xì)化至10μm以下的程度。由此，抑制腹板的晶界破裂，使汽車行駛部件的強(qiáng)度、韌性提高。
(再結(jié)晶面積比例的測(cè)定) 再結(jié)晶所占的面積比例是用400倍左右的光學(xué)顯微鏡，對(duì)在對(duì)肋部及腹板的所述各觀察部位(截面組織)試料機(jī)械研磨掉0.05～0.1mm之后，通過電解蝕刻鏡面化了的表面進(jìn)行觀察并進(jìn)行圖像處理，算出再結(jié)晶面積對(duì)觀察視野面積的比例。再結(jié)晶粒由于尺寸大，容易反射光而色淡，含有其它亞結(jié)晶的晶粒由于小而色濃。由此，所述的彼此的尺寸不同，并且，殼根據(jù)該色的濃淡的不同來識(shí)別，從而可以進(jìn)行圖像處理。為了保持測(cè)定中的再現(xiàn)性，在任意的10個(gè)測(cè)定處進(jìn)行這種觀察，然后將它們平均而算出。
根據(jù)以上的組織規(guī)定，尤其是可以使最大應(yīng)力產(chǎn)生部位即臂部的肋部部分及腹板部分(主要是臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位)高強(qiáng)度化、高韌性化。
(制造方法) 其次，敘述本發(fā)明的Al合金鍛造材的制造方法。本發(fā)明的Al合金鍛造材的制造工序自身可以通過通常的方法進(jìn)行制造。但是，輕量化形狀的鍛造材汽車行駛部件，要制成具有所述的組織的汽車行駛部件，而達(dá)到高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化，也必須是在以下說明的各制造工序的特定條件下來制造。
(鑄造) 在對(duì)溶解調(diào)制到所述特定Al合金成分范圍內(nèi)的Al合金金屬溶液進(jìn)行鑄造的情況下，適宜選擇連續(xù)鑄造壓延法、半連續(xù)鑄造法(DC鑄造法)、保溫帽鑄造法等通常的溶解鑄造法進(jìn)行鑄造。
但是，在對(duì)形成為所述特定Al合金成分范圍的鋁合金金屬溶液進(jìn)行鑄造時(shí)，為了使汽車行駛部件的所述臂部的至少最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織(最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的肋部3a的組織、或肋部3a和腹板4a兩組織，以下意思相同)中的Al-Fe-Si結(jié)晶物微細(xì)化、和使二次枝晶臂間距細(xì)化至20μm以下，就要將平均冷卻速度設(shè)定為100℃/秒以上。
在鑄造時(shí)的平均冷卻速度過小，小于100℃/秒的情況下，汽車行駛部件的所述臂部的至少最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織中的Al-Fe-Si結(jié)晶物就會(huì)粗大化，以平均面積率計(jì)不能達(dá)到0.1％以下。另外，二次枝晶臂間距(DAS)就不能細(xì)化至20μm以下，DAS變大。這一結(jié)果對(duì)輕量化形狀的汽車行駛部件來說，不能實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化。
(均質(zhì)化熱處理) 鑄造而成的鑄錠的均質(zhì)化熱處理在460～570℃、優(yōu)選460～520℃的溫度范圍以10～1500℃/小時(shí)、優(yōu)選20～1000℃/小時(shí)的升溫速度進(jìn)行加熱，在該溫度范圍保持2小時(shí)以上。而且，均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度設(shè)定為40℃/小時(shí)以上，以該冷卻速度暫且冷卻至室溫。
均質(zhì)化熱處理時(shí)的升溫速度過快或過慢都會(huì)使分散粒子粗大化，不能微細(xì)均勻地分散，損壞微細(xì)均勻地分散帶來的晶粒微細(xì)化效果。
均質(zhì)化熱處理溫度過高時(shí)，雖然結(jié)晶物容易溶入，但是，分散粒子粗大化，不能微細(xì)均勻地分散，從而，微細(xì)均勻地分散帶來的晶粒微細(xì)化效果被損壞。另一方面，均質(zhì)化熱處理溫度過低時(shí)，結(jié)晶物的溶入不在充分，粗大的結(jié)晶物殘存，難以使汽車行駛部件高強(qiáng)度化、高韌性化。
在該均質(zhì)化熱處理溫度范圍的保持時(shí)間不足2小時(shí)的情況下，均質(zhì)化時(shí)間不足，結(jié)晶物的溶入不充分，粗大的結(jié)晶物殘存，難以使汽車行駛部件高強(qiáng)度化、高韌性化。
在均質(zhì)化熱處理后的冷卻速度低于40℃/小時(shí)的情況下，在固溶處理前，Mg2Si就會(huì)在晶粒內(nèi)完全析出。因此，固溶處理中析出的Mg2Si不足，結(jié)果使固溶處理不充分，難以使汽車行駛部件高強(qiáng)度化、高韌性化。
(熱鍛) 均質(zhì)化熱處理后，以上述冷卻速度暫且冷卻至室溫的鑄錠被再次加熱到熱鍛溫度。而且，進(jìn)行機(jī)械壓床的鍛造及液壓壓床的鍛造等熱鍛，汽車行駛部件被電子加工成最終制品形狀(同時(shí)復(fù)合成形加工)。該形狀為所述的輕量化形狀，從而被加工成由比較窄而厚的周緣部的肋部、和壁厚10mm以下的薄壁而比較寬的腹板構(gòu)成的、具有截面形狀為大致H形的臂部的汽車行駛部件。
該熱鍛時(shí)的結(jié)束溫度為350℃以上，鍛造開始溫度在沒有特別再加熱的情況下，根據(jù)多次進(jìn)行的熱鍛次數(shù)等條件，設(shè)定為能夠使結(jié)束溫度達(dá)到350℃以上的溫度。汽車行駛部件在沒有特別再加熱的情況下，進(jìn)行多次粗鍛造、中間鍛造、精鍛造和熱鍛，如果熱鍛開始溫度低于350℃，就難以保證結(jié)束溫度在350℃以上的高溫。
在熱鍛時(shí)的結(jié)束溫度低于350℃的情況下，由于分散粒子不能微細(xì)地均勻分散，因此，即使輕量化形狀的鍛造材汽車行駛部件，也不能將汽車行駛部件的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的Al合金的平均晶粒徑微細(xì)化至50μm以下。另外，亞晶粒的比例也會(huì)減小。其結(jié)果是，不能夠使汽車行駛部件高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化。
為了保證該分散粒子的效果，理想的是，熱鍛時(shí)，在進(jìn)行加熱的情況下，將升溫速度提高到100℃/小時(shí)以上，并且，熱鍛結(jié)束后的冷卻速度提高到100℃/小時(shí)以上。
(調(diào)質(zhì)處理) 在該熱鍛之后，適宜進(jìn)行用于得到作為汽車行駛部件的必要的強(qiáng)度及韌性、耐腐蝕性的T6、T7、T8等調(diào)質(zhì)處理。T6為在固溶及淬火處理后得到最大強(qiáng)度的人工時(shí)效硬化處理。T7為在固溶及淬火處理后，超過得到最大強(qiáng)度的人工時(shí)效硬化處理?xiàng)l件而進(jìn)行的過剩時(shí)效硬化處理。T8為在固溶及淬火處理后，進(jìn)行冷軋加工進(jìn)而得到最大強(qiáng)度的人工時(shí)效硬化處理。
通過該調(diào)質(zhì)處理，按照本發(fā)明中所規(guī)定的條件使所述臂部的至少最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織最終地達(dá)到最適化。也就是說，Al-Fe-Si結(jié)晶物的密度以平均面積率計(jì)為1.0％以下，各Mg2Si晶界析出物的最大直徑的平均為2μm以下，各Mg2Si晶界析出物彼此的平均間隔為1.6μm以上，Al-Mn系金屬化合物的分散粒子的平均直徑為1200

以下，密度以平均面積率計(jì)為5％以下。
就固溶及淬火處理后的人工時(shí)效處理的不同而言，T7調(diào)制材料由于為過剩時(shí)效硬化處理，在晶界上析出的β相的比例變高。該β相在腐蝕環(huán)境下難以溶出，晶界腐蝕感受性降低，耐應(yīng)力腐蝕裂紋性提高。另一方面，所述調(diào)質(zhì)處理中，T6調(diào)制材料為得到最大強(qiáng)度的人工時(shí)效硬化處理，β′相析出較多。該β′相在腐蝕環(huán)境下容易溶出，使得晶界腐蝕性提高，耐應(yīng)力腐蝕裂紋性降低。因而，通過將Al合金鍛造材設(shè)定為所述T7調(diào)制材料，雖然屈服點(diǎn)有一些降低，但是與其它調(diào)質(zhì)處理相比，耐蝕性進(jìn)一步提高。
固溶處理是在530～570℃的溫度范圍保持20分鐘～8小時(shí)。該固溶處理溫度過低、或時(shí)間過短時(shí)，固溶不充分，Mg2Si的固溶不充分，強(qiáng)度降低。另外，在加熱到固溶處理溫度的情況下，為防止分散粒子的粗大化，保證其效果，理性的是將升溫速度提高到100℃/小時(shí)以上。
該固溶處理后，在平均冷卻速度為200～300℃/秒的范圍進(jìn)行淬火處理。為確保該平均冷卻速度，優(yōu)選淬火處理時(shí)的冷卻通過水冷來進(jìn)行。該淬火處理時(shí)的冷卻速度降低時(shí)，Mg2Si、Si等在境界上析出，在人工時(shí)效后的制品中容易產(chǎn)生晶界破壞，韌性以及疲勞特性降低。另外，在冷卻過程中，在粒子內(nèi)也會(huì)形成穩(wěn)定相Mg2Si、Si，由于人工時(shí)效時(shí)析出的β相、β′相的析出量減少而強(qiáng)度降低。
但是，另一方面，冷卻速度提高時(shí)，淬火變形量增多，淬火后必須重新進(jìn)行矯正工序，又會(huì)產(chǎn)生矯正工序的工數(shù)增加的新問題。還會(huì)產(chǎn)生殘余應(yīng)力增加、制品的尺寸、形狀精度降低的新問題。鑒于這一點(diǎn)，為了縮短制品制造工序、降低成本，優(yōu)選可緩和淬火變形的50～80℃的熱水淬火。這里，在熱水淬火溫度低于50℃的情況下，淬火變形增大，而超過85℃時(shí)，冷卻速度過于降低，使得韌性以及疲勞特性、強(qiáng)度降低。
固溶及淬火處理后的人工時(shí)效硬化處理是從530～570℃的溫度范圍、和20分鐘～8小時(shí)的保持時(shí)間的范圍選擇所述T6、T7、T8等調(diào)制處理的條件。
另外，在如上所述的均質(zhì)化熱處理、固溶處理中適宜使用空氣爐、介質(zhì)加熱爐、硝石爐等。另外，在人工時(shí)效硬化處理中適宜使用空氣爐、介質(zhì)加熱爐、油浴等 本發(fā)明的汽車行駛部件也可以在這些調(diào)制處理的前后適當(dāng)?shù)貙?shí)施作為汽車行駛部件必要的機(jī)械加工或表面處理等。
接著，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。對(duì)變換各種條件而制造的各汽車行駛部件(鍛造材)的組織、機(jī)械特性、耐腐蝕性進(jìn)行測(cè)定、評(píng)價(jià)。
通過半連續(xù)鑄造法，以表2所示的比較高的冷卻速度來制造表1所示的合金編號(hào)A～R及S～Y的化學(xué)成分組成的Al合金鑄錠(Al合金鑄造材、直徑均為φ82mm的鑄造棒)。表1所示的合金編號(hào)內(nèi)，A～C及D、F、H、L、M、N、Q為發(fā)明例，E、G、I、J、K、O、P、R及S～Y為比較例。另外，關(guān)于表1所示的各Al合金例的其它雜質(zhì)含量，除Zr等特定的雜質(zhì)含量過高以外，各Al合金例的Zn、V、Hf按合計(jì)算，低于0.2％，B為300ppm以下。另外，各Al合金例的100g的Al中的氫濃度都為0.10～0.15ml。
對(duì)這種化學(xué)成分組成的各Al合金鑄錠的外表面平面切削3mm的厚度，并切斷成500mm后，按照各表2、3所示的各條件進(jìn)行均質(zhì)化熱處理、使用機(jī)械擠壓的熱模鍛、固溶淬火處理、實(shí)效硬化處理，制造出圖1所示的形狀的汽車行駛部件。這里，均質(zhì)化熱處理中，對(duì)升溫速度、冷卻速度、均質(zhì)化溫度下的保持時(shí)間進(jìn)行了各種變化。熱鍛中，對(duì)結(jié)束溫度進(jìn)行了變化。實(shí)效硬化處理中，對(duì)時(shí)效溫度、實(shí)效溫度下的保持時(shí)間進(jìn)行了各種變化。
制造的汽車行駛部件由壁厚為30mm的比較窄的周緣部的肋部3a、3b、3c、和壁厚為10mm的比較寬的(寬60mm)中央部的腹板4a、4b構(gòu)成的、具有截面形狀為大致H形的臂部2a、2b。
在此，均質(zhì)化熱處理時(shí)的冷卻速度通過有沒有使用出爐后的冷卻風(fēng)來控制。冷卻速度為100℃/小時(shí)的均質(zhì)化熱處理使用風(fēng)強(qiáng)制空冷，冷卻速度為20℃/小時(shí)的均質(zhì)化熱處理如通常的方法，不使用風(fēng)而進(jìn)行自然冷卻。
利用機(jī)械擠壓的鍛造，使用陽模和陰模，以分模面的間隙1.5～3mm無再加熱地進(jìn)行三次鍛造。汽車行駛部件(鍛造材)的合計(jì)加工率以變形量(5)計(jì)，汽車行駛部件的肋部3a、3b、3c為50～80％，腹板4a、4b為60～90％。
這些熱鍛的變形量(％)C利用臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位(圖1的斜線部)中的平均晶粒間隔A和鑄錠的單元層平均尺寸B，其利用式C＝〔(B—A)/B〕×100％來算出。在鑄錠的面切削前，在與鑄入方向垂直的面內(nèi)，從鑄錠外表面到中心部進(jìn)行4等分，鑄錠的單元(cell)層平均尺寸B則應(yīng)用從該鑄錠外表面向中心部的共計(jì)5處的平均值。這時(shí)，在變形量小、未形成明顯的流線的情況下，應(yīng)用鍛造材中殘存的鑄錠單元層的大小(最小縱方向)E，其利用式C＝〔(B—E)/B〕×100％來算出。
固溶處理使用空氣爐，固溶處理后進(jìn)行水淬火，調(diào)節(jié)該水的溫度，如表2、3所示來控制水淬火時(shí)的冷卻速度。冷卻速度為200℃/秒的淬火是在60℃的熱水中進(jìn)行淬火，冷卻速度為250℃/秒的淬火是在40℃的熱水中進(jìn)行淬火，冷卻速度為300℃/秒的淬火是在室溫約為20℃的水中進(jìn)行淬火。另外，冷卻速度為20℃/秒的淬火是空冷。
表4、5各自表示這樣制造成的各汽車行駛部件的如上所述的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位(圖1的斜線部)中的、圖1(b)的肋部3a寬度方向截面中的部位7的結(jié)晶物、部位8的晶界析出物和分散粒子的狀態(tài)、部位7、8的再結(jié)晶面積比例。表4、5還表示與該肋部鄰接的圖1(b)的分別4a的部位9的組織的再結(jié)晶面積率比例。
另外，表4、5各自還表示這些各汽車行駛部件的肋部3a的寬度方向截面內(nèi)的包含所述部位7的拉伸試驗(yàn)片的特性。另外，表4、5各自還表示分別4a的寬度方向截面內(nèi)的包含所述部位9的拉伸試驗(yàn)片的特性。表2～5的Al合金編號(hào)與表1的Al合金編號(hào)各自對(duì)應(yīng)，表4為表2的繼續(xù)，表2的編號(hào)與表5的編號(hào)各自對(duì)應(yīng)，表5是表3的繼續(xù)，表3的編號(hào)于表5的編號(hào)各自對(duì)應(yīng)。
(機(jī)械特性) 從包含所述肋部3a和腹板4a的各部位的縱向方向的任意處，各取樣兩個(gè)各拉伸試驗(yàn)片A(L方向)和擺錘沖擊試驗(yàn)片B(LT方向)，分別測(cè)定其拉伸強(qiáng)度(MPa)、0.2％屈服點(diǎn)(MPa)、延伸率(％)、擺錘沖擊值等，求出各平均值。
(晶界腐蝕感受性) 晶界腐蝕感受性試驗(yàn)是自各汽車行駛部件的如上所述的臂部的至少最大應(yīng)力產(chǎn)生部位(圖1的斜線部)，以包含所述肋部部3a的部位7、8兩者的方式取樣試驗(yàn)片。晶界腐蝕感受性實(shí)驗(yàn)條件按照舊JIS-W1103的規(guī)定進(jìn)行。在該狀態(tài)下，經(jīng)過規(guī)定的6混入浸漬后，對(duì)試料進(jìn)行拉伸，其后，對(duì)試驗(yàn)片的截面進(jìn)行切斷、研磨，用光學(xué)顯微鏡測(cè)定自史料表面起的腐蝕深度。放大倍數(shù)設(shè)定為×100。將腐蝕深度在200μm以下設(shè)定為輕微的腐蝕，評(píng)價(jià)為「○」。另外，將腐蝕深度超過200μm的情況設(shè)定為大的腐蝕，評(píng)價(jià)為「×」。
(應(yīng)力腐蝕破裂性) 應(yīng)力腐蝕破裂試驗(yàn)是自各汽車行駛部件的如上所述的臂部的至少最大應(yīng)力產(chǎn)生部位(圖1的斜線部)，以包含所述肋部部3a的部位7、8兩者的方式取樣試驗(yàn)片，然后加工成C環(huán)狀的試驗(yàn)片來進(jìn)行的。應(yīng)力腐蝕破裂試驗(yàn)的條件是將所述C環(huán)試驗(yàn)片按照ASTM G47的交替浸漬法的規(guī)定來進(jìn)行。但是，實(shí)驗(yàn)條件還模擬對(duì)汽車行駛部件附加拉伸應(yīng)力而使用的情況，則設(shè)定為在C環(huán)試驗(yàn)片的ST方向負(fù)載所述機(jī)械特性的試驗(yàn)片的L方向的屈服點(diǎn)的75％的應(yīng)力的、比實(shí)際的使用狀態(tài)更嚴(yán)格的狀態(tài)。
在該狀態(tài)下，反復(fù)進(jìn)行C環(huán)試驗(yàn)片向鹽水的浸漬和撈出，測(cè)定直到試驗(yàn)片上產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕破裂的時(shí)間。將這些結(jié)果示于表4、5。直到產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕破裂的時(shí)間為200小時(shí)以上，則可以評(píng)價(jià)作為汽車行駛部件的耐腐蝕性良好；少于200小時(shí)，則可以評(píng)價(jià)為耐腐蝕性差。這些結(jié)果也示于表4、5。
由表4、5可知，各發(fā)明例的組成和制造條件在優(yōu)選的范圍內(nèi)。其結(jié)構(gòu)是，發(fā)明例的汽車行駛部件的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織滿足本發(fā)明的規(guī)定。也就是說，在肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位中的寬度方向截面組織中所觀察到的結(jié)晶物密度以平均面積率計(jì)，為1.5％以下，各晶界析出物彼此的間隔以平均間隔計(jì)，為0.7μm以下。其結(jié)果是，發(fā)明例的肋部、腹板的拉伸強(qiáng)度都在350MPa以上及肋部的擺錘沖擊值都為10J/cm2。另外，發(fā)明例在最大應(yīng)力產(chǎn)生部位中的肋部部的晶界腐蝕感受性及耐應(yīng)力腐蝕裂紋性方面也很優(yōu)異。
在該發(fā)明例內(nèi)，發(fā)明例1～3的組成(各元素含量)也在優(yōu)選的范圍內(nèi)。另外，該組織中的分散粒子的尺寸以平均直徑計(jì)，為1200

以下，并且，這些分散粒子的密度在以平均面積率計(jì)、為4％以上的優(yōu)選的范圍內(nèi)。另外，在這些肋部的截面組織中所觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例，以平均面積率計(jì)，為10％以下。并且，在于這些肋部的截面組織鄰接的腹板的寬度方向的截面組織中觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例，以平均面積率計(jì)，為20％以下。
其結(jié)果是，發(fā)明例1～3的肋部、腹板的拉伸強(qiáng)度都在400MPa以上及肋部的擺錘沖擊值都為10J/cm2。另外，發(fā)明例1～3在最大應(yīng)力產(chǎn)生部位中的肋部部的晶界腐蝕感受性及耐應(yīng)力腐蝕裂紋性方面也很優(yōu)異。
與此相反，離開最適宜制造條件而制造的比較例4、5、9～16，使用本發(fā)明范圍內(nèi)的B組成的Al合金，但汽車行駛部件的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的組織未滿足本方面的規(guī)定。其結(jié)果是，汽車行駛部件的的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的強(qiáng)度、韌性、耐腐蝕性的任何一項(xiàng)都比發(fā)明例顯著變差。
比較例4是鑄造冷卻速度過小。比較例5是均熱溫度過低。比較例9是均熱冷卻速度過小。比較例10是鍛造結(jié)束溫度過低。比較例11是固溶溫度過低。比較例12是固溶溫度過高。比較例13是淬火時(shí)的冷卻速度過小。由于比較例14的均熱溫度過高，鑄錠中產(chǎn)生過燒(局部熔融)，不能進(jìn)行以后的制造、特性評(píng)價(jià)。比較例15是均熱升溫速度過小。比較例16是均熱升溫速度過大。
另外，使用了本發(fā)明范圍以外的組成的Al合金E、G、I、J、K、O、P、R及S～Y的比較例18、20、22～24、28、29、31～38，雖然是在最適宜制造條件內(nèi)進(jìn)行的制造，但是，汽車行駛部件的的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的強(qiáng)度、韌性、耐腐蝕性的任何一項(xiàng)都比發(fā)明例顯著變差。
比較例32是Mg過少。比較例18是Mg過多。比較例33是Si過少。比較例20是Si過多。比較例34是Cu過少。比較例22是Cu過多。比較例23是Fe過少。比較例24是Fe過多。比較例35是Mn過少。比較例36是Mn過多。比較例37是Cr過少。比較例28是Cr過多。比較例29是Zr過多。比較例38是Ti過少。比較例31是Ti過多。
由以上的結(jié)果可知，本發(fā)明的組成、最適宜制造條件、組織規(guī)定的、使汽車行駛部件的臂部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的強(qiáng)度、韌性、耐應(yīng)力腐蝕裂紋性提高的臨界的意義。
表1
表2
表3
表4 (接表2)
表5 (接表3)
根據(jù)本發(fā)明，可以提供高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化的汽車行駛部件及其制造方法。因而，在能夠?qū)崿F(xiàn)向Al-Mg-Si系鋁合金鍛造材的運(yùn)輸機(jī)用的用途(例如汽車的各種構(gòu)造部件)的擴(kuò)大方面，具有非常大的工業(yè)價(jià)值。
權(quán)利要求
1、一種鋁合金鍛造材，其特征在于，以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.5～1.25％、Si0.4～1.4％、Cu0.01～0.7％、Fe0.05～0.4％、Mn0.001～1.0％、Cr0.01～0.35％、Ti0.005～0.1％，并且將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，具有由比較窄且厚的周緣部的肋部和比較寬的中央部的腹板構(gòu)成的寬度方向截面形狀大致為H形的臂部，其中，在肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面組織中，在產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位的組織中所觀察到的結(jié)晶物密度以平均面積率計(jì)為1.5％以下，在包括鍛造時(shí)產(chǎn)生的分型線的截面部位的組織中所觀察到的各晶界析出物彼此的間隔以平均間隔計(jì)為0.7μm以上。
2、如權(quán)利要求1所述的鋁合金鍛造材，其特征在于，在所述鋁合金鍛造材的肋部的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面組織中，在產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位的組織中所觀察到的分散粒子的尺寸以平均直徑計(jì)為1200
以下，并且，這些分散粒子的密度以平均面積率計(jì)為4％以上，在這些肋部的截面組織中所觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)為10％以下，并且，在與這些肋部的截面組織鄰接的所述腹板的寬度方向的截面組織中所觀察到的再結(jié)晶粒所占的面積比例以平均面積率計(jì)為20％以下。
3、如權(quán)利要求1所述的鋁合金鍛造材，其特征在于，在所述產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位的組織中所觀察到的結(jié)晶物密度以平均面積率計(jì)為1.0％以下，在包括鍛造時(shí)產(chǎn)生的分型線的截面部位的組織中所觀察到的各晶界析出物彼此的間隔以平均間隔計(jì)為1.6μm以上。
4、如權(quán)利要求1所述的鋁合金鍛造材，其特征在于，所述鋁合金鍛造材的組成以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.7～1.25％、Si0.8～1.3％、Cu0.1～0.6％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.3％、Ti0.01～0.1％，并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
5、如權(quán)利要求1所述的鋁合金鍛造材，其特征在于，所述鋁合金鍛造材的組成以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.9～1.1％、Si0.9～1.1％、Cu0.3～0.5％、Fe0.1～0.4％、Mn0.2～0.6％、Cr0.1～0.2％、Ti0.01～0.1％并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
6、如權(quán)利要求1所述的鋁合金鍛造材，其特征在于，所述腹板是薄壁，其壁厚為10mm以下。
7、一種鋁合金鍛造材的制造方法，其特征在于，是權(quán)利要求1～6中任一項(xiàng)所述的鋁合金鍛造材的制造方法，其中，以100℃/秒以上的平均冷卻速度對(duì)具有下述組成的鋁合金熔液進(jìn)行鑄造，該鋁合金溶液以質(zhì)量百分比計(jì)含有Mg0.5～1.25％、Si0.4～1.4％、Cu0.01～0.7％、Fe0.05～0.4％、Mn0.001～1.0％、Cr0.01～0.35％、Ti0.005～0.1％，并且，將Zr限制在小于0.15％，余量由Al及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，或者該鋁合金熔液具有上述優(yōu)選組成，
對(duì)該鑄造成的鑄錠以10～1500℃/小時(shí)的升溫速度加熱到460～570℃的溫度范圍，在該溫度范圍保持2小時(shí)以上，由此實(shí)施均質(zhì)化熱處理，其后，
以40℃/小時(shí)以上的冷卻速度冷卻至室溫，
進(jìn)而再加熱到熱鍛開始溫度，
熱模鍛造為具有由比較窄且厚的周緣部的肋部和薄壁且比較寬的中央部的腹板構(gòu)成的截面形狀為大致H形的臂部的鋁合金鍛造材，并且將鍛造結(jié)束溫度定在350℃以上，
在該熱鍛后，實(shí)施在530～570℃的溫度范圍保持20分鐘～8小時(shí)的固溶處理，
其后，在平均冷卻速度為200～300℃/秒的范圍進(jìn)行淬火處理，進(jìn)而，進(jìn)行人工時(shí)效硬化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化的鋁合金鍛造材及其制造方法。在特定成分和特定條件下進(jìn)行制造，對(duì)具有由比較窄而厚的周緣部的肋部(3)、壁厚為10mm以下的薄壁且比較寬的中央部的腹板(4)構(gòu)成的截面形狀為大致H形的臂部(2)的鋁合金鍛造材(1)的、在肋部(3a)的最大應(yīng)力產(chǎn)生部位的寬度方向截面中的、產(chǎn)生最大應(yīng)力的截面部位(7)的組織中被觀察到的結(jié)晶物密度、包含分型線的截面部位(8)的組織中被觀察到的各晶界析出物彼此的間隔和分散粒子尺寸的密度、在這些肋部的截面組織(7)、(8)中被觀察到的再結(jié)晶比例、還有在與這些肋部(3a)的截面組織鄰接的所述腹板(4a)的寬度方向的截面組織(9)中被觀察到的再結(jié)晶比例進(jìn)行規(guī)定，以使鋁合金鍛造材高強(qiáng)度化、高韌性化及高耐腐蝕性化。
文檔編號(hào)C22C21/02GK101365818SQ20078000212
公開日2009年2月11日 申請(qǐng)日期2007年3月23日 優(yōu)先權(quán)日2006年3月31日
發(fā)明者中井學(xué), 稻垣佳也, 福田篤實(shí) 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所