CN104073689A

CN104073689A - 汽车用铝合金锻造件及其制造方法

Info

Publication number: CN104073689A
Application number: CN201410113722.8A
Authority: CN
Inventors: 堀雅是; 稻垣佳也; 中井学
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-03-29
Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2014-10-01
Also published as: JP2014208879A; US20140290809A1; JP5837026B2; EP2799564B1; US9605333B2; EP2799564A1

Abstract

本发明涉及汽车用铝合金锻造件及其制造方法，该汽车用铝合金锻造件特征在于，含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.5质量％以下、Cu：0.1～0.6质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.25～1.0质量％，且Zn：限制在0.05质量％以下，进而含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种，氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成，并且与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上。

Description

汽车用铝合金锻造件及其制造方法

技术领域

本发明涉及汽车用铝合金锻造件及其制造方法。

背景技术

作为与汽车的行走部件等所使用的铝合金锻造件(汽车用铝合金锻造件)相关的在先技术，例如有在专利文献1中记载的发明。在该专利文献1中记载的发明所涉及的铝合金锻造件具有含有Mg：0.6～1.8质量％、Si：0.8～1.8质量％、Cu：0.2～1.0质量％，Si／Mg的质量比为1以上，进而含有Mn：0.1～0.6质量％、Cr：0.1～0.2质量％及Zr：0.1～0.2质量％的一种或者二种以上，其余由Al及不可避免的杂质构成的组成。并且，前述组成的铝合金锻造件中，最薄壁部的厚度为30mm以下，在人工时效硬化处理后的铝合金锻造件表面处测定的导电率为41.0～42.5IACS％，0.2％屈服强度为350MPa以上。

但是，如前所述，专利文献1中记载的铝合金锻造件的0.2％屈服强度限定为350MPa以上，但根据实施例最大成为370MPa左右。另外，作为机械特性伸长率良好，但拉伸强度小于400MPa。

近年来，对于汽车用铝合金锻造件要求更进一步的轻量化，为了实现此项内容而需要高强度化，不过，在专利文献1记载的发明中，存在无法使拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率以高水准配备、即无法实现高强度化的状况。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3766357号公报

发明内容

本发明就是鉴于上述状况而作出的，其课题在于，提供一种实现了高强度化的汽车用铝合金锻造件及其制造方法。

【用于解决课题的方式】

解决了上述课题的本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件通过进行挤压加工和锻造制造而成，所述汽车用铝合金锻造件的特征在于，含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.5质量％以下、Cu：0.1～0.6质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.25～1.0质量％，且Zn：限制在0.05质量％以下，进而含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种，氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成，并且与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上，拉伸强度为400MPa以上，伸长率为10.0％以上。

如此，通过将铝合金的组成控制在适当的范围，并将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率设为规定值以上，能够使汽车用铝合金锻造件的拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率以高水准配备。也就是说，能够使汽车用铝合金锻造件高强度化。

在本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件中，优选的是，亚晶粒所存在的区域距锻造件表面的深度为5mm以内。

再结晶组织的强度大幅降低，因此，通过将亚晶粒所存在的区域如此限定，能够维持产品本身的强度。

另外，本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件的制造方法用于制造汽车用铝合金锻造件，所述汽车用铝合金锻造件的制造方法的特征在于，依次包括如下工序：均匀化热处理工序，将铝合金熔炼而铸造出的铸锭在450～560℃下进行3～12小时均匀化热处理，并按0.5℃／分钟以上冷却至300℃以下，其中，所述铝合金具有如下的合金组成：含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.5质量％以下、Cu：0.1～0.6质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.25～1.0质量％，且Zn：限制在0.05质量％以下，进而含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种，氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成；第一加热工序，将所述均匀化热处理后的铸锭在450～540℃下进行加热；挤压工序，将所述加热后的铸锭按挤压温度450～540℃、挤压比6～25、挤压速度1～15m／分钟进行挤压加工；第二加热工序，将所述挤压加工后的成形品在500～560℃下加热0.75小时以上；锻造工序，将所述加热后的成形品按锻造开始温度450～560℃、锻造结束温度420℃以上、最大的等效塑性应变为3以下来获得规定形状的锻造件；固溶处理工序，将所述锻造件在480～560℃下进行2～8小时固溶处理；淬火工序，将所述固溶处理后的锻造件在70℃以下进行淬火；人工时效处理工序，将所述淬火后的锻造件在140～200℃下进行3～12小时的人工时效处理。

如此，铝合金的合金组成和制造条件适当，故能够使<111>织构的面积比率为60％以上。因此，能够制造实现了高强度化的汽车用铝合金锻造件。

在本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件的制造方法中，优选的是，所述锻造工序中的最大的等效塑性应变为1.5以下。

如此，制造条件更加适当，故能够制造更加高强度化的汽车用铝合金锻造件。

发明效果

本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件将铝合金的组成控制在适当的范围，并将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率设为规定值以上，故能够实现0.2％屈服强度为380MPa以上的高强度化。

本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件的制造方法在挤压工序中将<111>织构的面积比率设为规定值以上，从而避免在之后的制造工序中使这样的金属组织减少，由此能够制造0.2％屈服强度高强度化为380MPa以上的汽车用铝合金锻造件。

附图说明

图1是表示本发明的一实施方式所涉及的汽车用铝合金锻造件的一例的立体图。

图2是表示本发明的一实施方式所涉及的汽车用铝合金锻造件的另一例的立体图。

图3是表示本发明的一实施方式所涉及的汽车用铝合金锻造件的制造方法的内容的流程图。

图4是关于在不基于本实施方式的挤压条件(由“较差的挤压条件”及单点划线表示)下挤压加工的成形品、不进行挤压工序的(由“无挤压工序”及虚线表示)成形的成形品及在本实施方式中说明的挤压条件(由“良好的挤压条件”及实线表示)下挤压加工的成形品而表示锻造的加工度和0.2％屈服强度值的关系的曲线图。

图5是关于I型形状的锻造件的组织的观察及亚晶粒所存在的区域(再结晶深度)的测定的说明图，(a)为该锻造件的立体图，(b)为(a)的A部放大图，(c)为(a)的B部放大图。

图6是关于L型形状的锻造件的亚晶粒所存在的区域(再结晶深度)的测定的说明图。

具体实施方式

以下，适当参考附图，对于用于实施本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件及其制造方法的方式(实施方式)进行详细说明。

[汽车用铝合金锻造件]

本实施方式所涉及的汽车用铝合金锻造件A(以下，仅称为“锻造件A”。)通过挤压加工和锻造来制造。用途并不局限于汽车，例如也能够适用于电车、摩托车、飞机等的运输机的行走部件中。进而，适用的物品也不局限于行走部件，也可以适用于除行走部件以外的结构件(结构品)中。

本实施方式所涉及的锻造件A的合金组成含有Si：0.7～1.5质量％、Fe：0.5质量％以下、Cu：0.1～0.6质量％、Mg：0.6～1.2质量％、Ti：0.01～0.1质量％、Mn：0.25～1.0质量％，且Zn：限制在0.05质量％以下，进而含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种，将氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成。另外，锻造件A的金属组织(往往也仅称为“组织”。)的与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上，作为机械特性而拉伸强度为400MPa以上、伸长率为10.0％以上。

首先对于合金组成进行说明。

(Si：0.7～1.5质量％)

Si是为了通过人工时效处理连同Mg作为Mg₂Si(β’相)析出而赋予最终产品使用时的高强度(0.2％屈服强度)所必须的元素。若Si的含量小于0.7质量％，则在人工时效处理中无法获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若Si的含量超过1.5质量％，则在铸造时及固溶处理后的淬火中途，粗大的单体Si粒子形成及析出。在淬火时未固溶的Si不会成为Mg₂Si(β’相)，故不仅不对高强度化作为贡献，反而使耐腐蚀性、韧性降低。因而，Si的含量设为0.7～1.5质量％。

(Fe：0.5质量％以下)

Fe作为杂质而含有。Fe生成A1₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe、Mn)₃Cu₂、(Fe、Mn)A1₆或者A1-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr)系金属问化合物。这些金属问化合物使断裂韧性及疲劳特性等降低。尤其是，若Fe的含量超过0.5质量％，则这些金属问化合物增加，无法获得汽车的行走部件等所要求的强度(例如，伸长率)及断裂靭性。需要说明的是，断裂韧性与伸长率相关，疲劳强度与拉伸强度相关，因此，使靭性和疲劳强度提高会带来伸长率和拉伸强度的提高。因而，Fe的含量限制在0.5质量％以下。Fe的含量更优选为0.3质量％以下。

(Cu：0.1～0.6质量％)

Cu除了利用固溶强化对强度的提高作出贡献以外，还具有在人工时效处理之际显著促进最终产品的时效硬化的效果。若Cu的含量小于0.1质量％，则无法期待这些效果，从而无法获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。另外，为了稳定地获得这些效果而优选Cu的含量设为0.3质量％以上。另一方面，若Cu的含量超过0.6质量％，则使锻造件的组织的应力腐蚀断裂、晶界问腐蚀的感受性显著提高，使耐腐蚀性、耐久性降低。进而，由于过于成为高强度，故伸长率大幅降低。因而，Cu的含量设为0.1～0.6质量％。

(Mg：0.6～1.2质量％)

Mg是为了通过人工时效处理与Si一起作为Mg₂Si(β’相)析出而赋予最终产品使用时的高强度(0.2％屈服强度)所必须的元素。若Mg的含量小于0.6质量％，则时效硬化量降低，无法获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若Mg的含量超过1.2质量％，则强度(0.2％屈服强度)变得过高，会阻碍锻造性。另外，在固溶处理后的淬火中途容易析出大量的Mg₂Si，容易产生淬火延迟，故难以获得高强度。另外，容易形成Mg₂Si系的粗大的金属问化合物，故伸长率也容易降低。因而，Mg的含量设为0.6～1.2质量％。

(Ti：0.01～0.1质量％)

Ti由于以细微的A1₃Ti、TiB₂这样的形态成为晶粒的核，故使晶粒细微化而提高强度。若Ti的含量小于0.01质量％，则无法充分地获得细微化效果，从而无法获得充分的强度(例如，拉伸强度)。另一方面，若Ti的含量超过0.1质量％，则形成粗大的A1₃Ti等的金属问化合物，故无法充分地获得强度(例如，伸长率)。因而，Ti的含量设为0.01～0.1质量％。(Mn：0.25～1.0质量％)

Mn在均匀化热处理时及之后的热锻造时生成成为分散粒子(分散相)的A1₆Mn。这样的分散粒子存在妨碍晶界移动的效果，故能够获得细微的晶粒、亚晶粒。因此，阻止晶界、亚晶界的移动而使晶粒细微化或亚晶粒化的效果变大，从而能够使断裂韧性、疲劳特性等提高。另一方面，若Mn的含量小于0.25质量％，则无法期待那样的效果，容易再结晶。需要说明的是，当再结晶化进展时，<111>织构以外的织构变得容易形成。因此，难以将与挤压方向(ED)平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。如此的话，由于织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。需要说明的是，再结晶组织例如可以根据能够利用氯化第1I铜进行蚀刻而观察的宏观组织来求出。关于<111>织构的面积比率在后叙述。另一方面，若Mn的含量超过1.0质量％，则形成粗大的A1₆Mn等的粗大的金属问化合物，故强度(例如，伸长率)降低。因而，Mn的含量设为0.25～1.0质量％。

(Zn：限制在0.05质量％以下)

Zn在人工时效处理中使MgZn₂细微且高密度地析出而实现高强度。另一方面，若Zn的含量含有超过0.05质量％，则作为Mg₂Si对强度作出贡献的Mg量减少，故无法获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。另外，MgZn₂在使Mg₂Si析出那样的人工时效处理条件中成为粗大，无法对强度提高作出贡献。因而，Zn的含量限制在0.05质量％以下。

需要说明的是，Zn比较容易从废料等的原料进入溶液中。因而，为了将Zn的含量抑制在0.05质量％以下，减少低品位的废料的使用量较好。(含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种)

Cr及Zr在均匀化热处理时及之后的热锻造时生成Al₁₂Mg₂Cr、A1-Cr系、A1-Zr系等的分散粒子(分散相)。这些分散粒子存在妨碍再结晶后的晶界移动的效果，故能够获得细微的晶粒、亚晶粒。因此，阻止晶界、亚晶界的移动而使晶粒细微化或亚晶粒化的效果较大。其中，Zr使比从几十到几百埃的尺寸的A1-Mn系、A1-Cr系的分散粒子更加细微的A1-Zr系的分散粒子析出。因此，Zr阻止晶界、亚晶界的移动而使晶粒细微化或亚晶粒化的效果更大，从而能够使断裂韧性、疲劳特性等提高。这些效果可以通过分别在规定的数值范围之内含有Cr及Zr中的任一方或者两方来获得。若Cr及Zr均小于前述的数值范围的下限值，则无法期待这些效果。因此，再结晶化变得容易进展。因而，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如，拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，即便在Cr及Zr中的任一方超过了前述的数值范围的上限值的情况下，形成Al₁₂Mg₂Cr、A1-Cr系、A1-Zr系等的粗大的金属问化合物。粗大的金属问化合物易于成为因脆性断裂的起点，导致韧性降低。因此，难以获得充分的强度(例如，拉伸强度、伸长率)。因而，设为含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种。(氢量限制在0.25ml／100gAl以下)

对于氢(H₂)而言，氢气的气泡使最终产品的靭性、疲劳特性显著降低。另外，使高强度化的锻造件的特性降低。因而，在利用水溶体积式气体分析装置测定时100g的Al合金中含有的氢量限制在成为0.25ml以下(记载为“0.25ml／100gAl以下”。)。

需要说明的是，氢在铝合金的熔炼时从大气进入溶液。因此，氢量例如可以通过向铝溶液吹入氩气、氮气等的不活泼气体而进行使氢气向气泡扩散来除去的脱气处理来控制。

(其余为不可避免的杂质和A1)

其余为不可避免的杂质及Al。作为不可避免的杂质例如可举出B、C、Na、Ni、Hf、V、Cd、Pb等。这些不可避免的杂质如果各自为0.05质量％以下、且总计为0.15质量％以下，则不会阻碍本发明的效果，故如果为该程度的含量则允许。

(与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上)

与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率可以利用SEM-EB SP(Scanning Electron Microscope-Electron Backscatter DiffractionPattern(后方散射电子衍射像))装置来求出。需要说明的是，所谓“织构”是表示该合金的优先的面、方向的组织，且也是左右强度的一个因子。根据本发明者们的探讨可知，<111>织构为主要在挤压工序中形成的集聚取向的一个，与利用挤压容易形成的其他的集聚取向相比成为高强度。也就是说，如后所述，通过特定的条件的挤压工序能够使该<111>织构发达，由此获得高强度。并且，在锻造后，通过进行抑制基于再结晶的晶粒的粗大化、使<111>织构减少那样的各处理，能够使与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上。挤压工序、锻造工序以后的工序相关的说明在后所述。若与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率小于60％，则织构变得不适当，故难以实现高强度。<111>织构的面积比率优选如在后述实施例的项目中所记载那样求出。

(拉伸强度为400MPa以上)

(伸长率为10.0％以上)

本实施方式所涉及的锻造件A通过将<111>织构的面积比率设为60％以上，即便在原本未产生强度的化学组成中也可实现高强度化。这样的高强度化通过将拉伸强度设为400MPa以上、伸长率设为10.0％以上而能够更加可靠地达成。若拉伸强度小于400MPa、或伸长率小于10.0％，则存在无法按近年要求的高水准来进行高强度化的情况。因而，拉伸强度设为400MPa以上，伸长率设为10.0％以上。

需要说明的是，在这些内容上施加0.2％屈服强度而称为机械特性。锻造件A中的0.2％屈服强度为380MPa以上、更优选为400MPa以上。如此设置0.2％屈服强度的话，能够使锻造件A更加可靠地高强度化。

(亚晶粒所存在的区域：距锻造件表面深度5mm以内)

需要说明的是，在本实施方式所涉及的锻造件A中，亚晶粒所存在的区域(再结晶深度)优选为距锻造件表面深度为5mm以内。如此的话，不仅能够抑制产品强度的降低，还能够抑制应力腐蚀断裂、因疲劳产生的裂纹的进展，从而能够提高产品的可靠性。另一方面，若这样的区域为距锻造件表面超过5mm的深度，则不仅产品强度降低，应力腐蚀断裂、因疲劳产生的龟裂也容易进展，故有可能使作为产品的可靠性大幅地降低。再结晶深度优选如在后述实施例的项目中所记载那样求出。

根据以上说明的本实施方式所涉及的锻造件A，合金组成和金属组织适当，故能够实现例如将0.2％屈服强度设为380MPa以上、因条件不同而设为400MPa以上的高强度化。另外，能够如作为必要条件限定那样，实现将拉伸强度设为400MPa以上、伸长率设为10.0％以上的高强度化。

[汽车用铝合金锻造件的制造方法]

接着，参考图3对本发明所涉及的汽车用铝合金锻造件的制造方法(有时也仅称为“制造方法”。)的一实施方式进行说明。

如图3所示，本实施方式所涉及的制造方法依次包括：均匀化热处理工序S1；第一加热工序S2；挤压工序S3；第二加热工序S4；锻造工序S7；固溶处理工序S8；淬火工序S9；人工时效处理工序S10。以下，关于这些工序进行说明。

需要说明的是，在各工序中采用的加热炉等的各种装置.设备采用在用于制造锻造件所使用的通常性的装置即可。

另外，在均匀化热处理工序S1中进行均匀化热处理的铸锭在通常进行的通常性的条件下进行铸造即可，例如可以按照以下那样条件的铸造工序(未图示)来进行铸造。

(铸造工序)

在铸造工序中，例如在铸造温度700～780℃下对具有前述的合金组成的铝合金进行熔炼，由此能够铸造出前述的铸锭。

若铸造温度小于700℃，则在铸模之前容易凝固而有可能无法铸造出铸锭。另外，若铸造温度超过780℃，则在铸模内的凝固过于花费时间故有可能无法铸造出铸锭。需要说明的是，在这样的铸造工序中，只要能够铸造出铸锭即可，并不局限于前述的铸造温度。即，铸造温度既可以小于700℃，也可以超过780℃。

(均匀化热处理工序S1)

均匀化热处理工序S1是使铸锭在450～560℃下进行3～12小时均匀化热处理并按0.5℃／分钟以上冷却至300℃以下的工序。若均匀化热处理温度小于450℃，则无法充分地进行均匀化热处理，故Si、Mg等未充分地固溶，且金属问化合物的细微化也变得不充分。因此，有可能未产生强度(例如，拉伸强度、伸长率)。另外，若均匀化热处理温度超过560℃，分散粒子粗大化而密度降低故再结晶变得容易产生。因此，与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。也就是说，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

并且，若均匀化热处理时间小于3小时，则Si、Mg等未充分固溶，且金属问化合物的细微化也变得不充分，故难以获得强度(例如拉伸强度、伸长率)。另一方面，超过12小时地进行均匀化热处理，效果也饱和，但由于成本高涨故并不优选。另外，若到300℃的冷却速度小于0.5℃／分钟，则在冷却中途分散粒子的粗大化也会进展故容易再结晶，从而与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。也就是说，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

(第一加热工序S2)

第一加热工序S2是对均匀化热处理后的铸锭在450～540℃下进行加热的工序。进行该加热处理的目的在于加工性的提高和再结晶的抑制。若加热温度小于450℃，则容易产生再结晶，因此与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。也就是说，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若加热温度超过540℃，则产生过烧而容易形成空隙，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

(挤压工序S3)

挤压工序S3是对加热后的铸锭在挤压温度450～540℃下、以挤压比6～25、挤压速度1～15m／分钟进行挤压加工的工序。通过在这样的条件下进行挤压工序S3，能够使<111>织构发达，由此能够获得高强度，故可以说是在本实施方式所涉及的制造方法中最为重要的工序。需要说明的是，前述的挤压比能够以(加工前的截面积／加工后的截面积)之比来算出，是指挤压加工前后的成形品的截面形状的变化率。即，是在对与挤压加工的加工方向成直角方向上的挤压加工前后的成形品的截面积进行测定，且挤压加工前的截面积除以挤压加工后的截面积时的比率。在本实施方式中，以避免使在该工序中发达的<111>织构减少那样的方式，在比较平缓的条件下进行在这之后的工序、尤其是锻造后的加工度是非常重要的。

若挤压温度小于450℃，则容易再结晶。因此，不仅无法使<111>织构发达，而且还容易产生再结晶，从而与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。也就是说，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若挤压温度超过540℃，则与模具表面的摩擦变大而出现剪切变形。因此，由于挤压加工会产生较大的裂纹。

另外，若挤压比小于6，则出现未成为加工组织的部位，故无法使<111>织构发达，从而无法将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率设为60％以上。也就是说，无法形成为适当的织构，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若挤压比超过25，则加工度过高故容易再结晶。因此，不仅无法使<111>织构发达，而且还容易产生再结晶，故与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。也就是说，织构变得不适当，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

若挤压速度比1m／分钟慢，则在挤压之前材料被放冷。因此，无法使<111>织构发达，从而无法将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率设为60％以上。也就是说，无法形成为适当的织构，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若挤压速度超过15m／分钟，则有可能因加工发热而熔融。另外，即便未达到熔融，因加工发热的影响也无法使<111>织构发达，从而难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

如图4所示，在不基于本实施方式的挤压条件(图4中由“较差的挤压条件”及单点划线表示)下进行挤压加工的成形品在之后进行的工序中是否锻造等，0.2％屈服强度值均急激地减少。另外，不进行挤压工序(图4中由“无挤压工序”及虚线表示)而成形的成形品当被锻造等时，随着加工度的增高而0.2％屈服强度值平缓地提高，但在到达规定的0.2％屈服强度值之前该0.2％屈服强度值平缓地下落。需要说明的是，加工度中除了包括锻造时的最大的等效塑性应变以外，还包括锻造时、固溶处理时、淬火时及人工时效处理时的温度、时间等。

与其相对，在本实施方式中说明的挤压条件(图4中由“良好的挤压条件”及实线表示)下进行挤压加工的成形品在之后进行的工序中即便被锻造等，也能够将规定的0.2％屈服强度值(例如0.2％屈服强度为380MPa)以上维持至比较高的加工度。这换句话说，以本实施方式说明的挤压条件进行挤压加工后的成形品当在能够维持规定的0.2％屈服强度值以上的比较平缓的条件(较低的加工度)下进行锻造后的加工时，能够提供高强度化后的锻造件A。

(第二加热工序S4)

第二加热工序S4是对挤压加工后的成形品在500～560℃下加热0.75小时以上的工序。进行该加热处理的目的在于锻造时的变形阻力的下降和再结晶的抑制。若加热温度小于500℃，则容易产生再结晶。因而，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另一方面，若加热温度超过560℃，则容易产生低熔点的金属问化合物熔融的过烧，故过烧的部分成为空隙而导致强度降低。另外，若加热温度超过560℃，则在均匀化热处理中形成的分散粒子粗大化而密度降低故容易产生再结晶。因此，与前述同样地，难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。并且，若加热时间小于0.75小时，加热时间不充分故温度无法充分上升至原材料内部而容易再结晶。因此，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

(锻造工序S7)

锻造工序S7是将加热后的成形品按锻造开始温度450～560℃、锻造结束温度420℃以上、最大的等效塑性应变为3以下来获得规定的形状的锻造件的工序。在锻造开始温度小于450℃的情况下，锻造结束温度也小于420℃。若锻造开始温度和锻造结束温度小于该下限值，则容易产生再结晶。因此，再结晶化进展，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。若锻造开始温度超过560℃，则容易产生低熔点的金属问化合物熔融的过烧，在此基础上，由于晶界脆化而因锻造容易产生较大的裂纹。并且，在最大的等效塑性应变超过3的情况下也容易产生再结晶。因此，再结晶化进展，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。需要说明的是，所谓“最大的等效塑性应变”是加工中的等效塑性应变因部位而值不同的情况较多，但在本发明中是指其中最高的部位的值。该最大的等效塑性应变ε在将沿着单轴方向压缩之前的试验件的尺寸设为LO、将沿着单轴方向压缩之后的试验件的尺寸设为L时，可以由ε=|ln(L／LO)|来算出(需要说明的是，“ln”表示自然对数)。当将最大的等效塑性应变设为3以下时，例如能够将0.2％屈服强度设为380MPa以上。尤其是，当将该最大的等效塑性应变设为1.5以下时，能够更加高强度化，例如能够将0.2％屈服强度设为400MPa以上。(固溶处理工序S8)

固溶处理工序S8是对锻造件在480～560℃下进行2～8小时固溶处理的工序。若固溶处理温度小于480℃、或固溶处理时间小于2小时，则无法充分地进行固溶处理，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、伸长率)。另外，在固溶处理温度超过560℃的情况下也容易产生再结晶。因此，在这种情况下，也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故难以获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。进而，在固溶处理时间超过8小时的情况下也容易产生再结晶。因此，再结晶化进展，与前述同样地，在这种情况下也难以将与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率维持为60％以上。其结果是，织构变得不适当，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度)。

(淬火工序S9)

淬火工序S9是将固溶处理后的锻造件在70℃以下进行淬火的工序。若淬火温度超过70℃，则无法充分地进行淬火，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

(人工时效处理工序S10)

人工时效处理工序S10是将淬火后的锻造件在140～200℃下进行3～12小时人工时效处理的工序。若人工时效处理温度小于140℃、或人工时效处理时间小于3小时，则无法充分地进行人工时效处理而成为时效不足，从而无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。另外，若人工时效处理温度超过200℃、或人工时效处理时间超过12小时，则成为过时效而软化，故无法获得充分的强度(例如拉伸强度、0.2％屈服强度)。

本实施方式所涉及的制造方法包括以上说明的各工序，通过依次进行而能够制造高强度化的锻造件A，但只要能够实现本发明所期望的效果，也可以追加前述以外的工序。作为那样的工序，例如可举出如图3所示那样预成形工序S5和再加热工序S6。预成形工序S5和再加热工序S6优选在第二加热工序S4与锻造工序S7之间依次追加。另外，在锻造时的加工度变得局部过大的情况下，也可以将相应的挤压杆的部位利用车削、切削等而将挤压杆的截面积预先减小。

(预成形工序S5)

预成形工序S5是在进行基于锻造工序S7的精加工锻造之前预备成形(预成形)的工序。预成形时的温度可以设为在锻造工序S7中作为开始成形品的锻造的温度(锻造开始温度)的450～560℃等。

(再加热工序S6)

再加热工序S6是将经由预成形而温度下降后的成形品再加热为适于进行基于锻造工序S7的精加工锻造的温度的工序。因而，再加热温度与锻造工序S7的锻造开始温度同样地，优选设为450～560℃。其中，在进行了预成形工序S5的成形品的温度降低较小的情况下，具体而言在进行了预成形工序S5的成形品的温度不低于450℃的情况下，该再加热工序S6也可以不实施。

【实施例】

接着，借助实现本发明所期望的效果的实施例和未实现的比较例来关于本发明的内容进行更具体的说明。

〔1〕合金组成的探讨

首先，在铸造温度700℃下以成为表1的No.1～32所示的合金组成的方式对铝合金进行熔炼而铸造出铸锭。需要说明的是，表1中标有下划线的数值是指未满足本发明的必要条件。另外，表1中的“H₂”是指在利用Ransley方式的氢量分析装置测定时100g的Al合金中所含有的氢量(ml／100gAl)。作为不可避免的杂质含有的元素均为0.05质量％以下，其总计为0.15质量％以下。

接着，对这样的铸锭在480℃下进行5小时均匀化热处理，以1℃／分钟冷却至300℃以下而进行了均匀化热处理。

接着，将该均匀化热处理后的铸锭加热为500℃，进而，对该加热后的铸锭以挤压温度490℃、挤压比12、挤压速度4m／分钟进行挤压加工。与其相接地，对挤压加工后的成形品在520℃下加热1.5小时，进而，将该加热后的成形品在锻造开始温度510℃、锻造结束温度420℃、最大的等效塑性应变为1.5的条件下获得了I型形状的锻造件。

并且，对该锻造件在540℃下进行4小时固溶处理，接着对该固溶处理后的锻造件在50℃下进行淬火。最后，对该淬火后的锻造件在175℃下进行8小时人工时效处理，从而制造了作为完成品的No.1～32所涉及的各个锻造件(以下，为了方便说明如此制造出的锻造件，仅称为“锻造件No.1”等。)。

关于锻造件No.1～32而言，作为强度测定了作为机械特性的拉伸强度(MPa)、0.2％屈服强度(MPa)、伸长率(％)。另外，利用SEM-EBSP装置(安装有TSL社制EBSP检测器的日本电子株式会社JSM7000的FE-SEM)观察组织，求出与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率(％)。进而，如后所述那样求出亚晶粒所存在的区域(再结晶深度t)。这些结果示于表2。

对此，EBSP是由向试验片表面射入电子束时产生的反射电子获得的菊池图案(菊池线)，通过对该图案进行解析，确定电子束射入位置的结晶取向。需要说明的是，菊池图案是指与晶体碰触了的电子束散射并衍射之际，呈白黑一对平行线、带状或者阵列状地在电子衍射像的背后显现的图案。

(机械特性)

机械特性采用从I型形状的锻造件的长边方向(图5的挤压方向)采集并制成的处于JIS Z2201的4号试验片，以JIS Z2241为基准来测定。此时，求出作为5个试验片的测定值的平均值。

在本发明中，拉伸强度在400MPa以上为合格，小于400MPa为不合格。另外，0.2％屈服强度在380MPa以上为合格，小于380MPa为不合格。并且，伸长率在10.0％以上为合格，小于10.0％为不合格。

(组织的观察)

组织的观察如下所述地进行。对于图5(a)所示的I型形状的锻造件，与挤压方向平行且垂直横跨所形成的分模线(PL)地以包括其截面积成为最小的截面的方式切出小片(参考图5(a)、(b)。需要说明的是，图5(b)是图5(a)的A部放大图。)，将该小片的截面中的锻造高度的中心设为观察面C，进行了组织的观察。在L型形状的锻造件的情况下，也在与上述同样的位置处切出小片并进行观察即可(参考图6)。

需要说明的是，在进行组织的观察时，利用到#1000为止的耐水砂纸对观察的切断面进行抛光之后利用电解抛光形成镜面精加工，然后进行了观察。组织的观察利用前述的SEM-EBSP装置，在×400的视野下进行摄像，并通过根据摄像到的图像进行图像解析而求出与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率。在本发明中，与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率在60％以上为合格，小于60％为不合格。需要说明的是，表2中仅记载为“<111>织构(％)”(表5也是同样的记载)。(再结晶深度)

再结晶深度利用以下的条件来测定。对于I型形状的锻造件，在垂直横跨所形成的分模线(PL)且其截面积成为最小的位置处进行切断(参考图5(a)、(c)。需要说明的是，图5(c)是图5(a)的B部放大图。)。在L型形状的锻造件的情况下，如图6所示那样，圆柱状的接头部附近符合前述的切断条件，故在该位置处进行切断即可。

如此获得的切断面利用从#600到#1000的耐水砂纸抛光之后，利用氯化第1I铜水溶液进行蚀刻。然后，在浸渍于硝酸、水洗、鼓风干燥之后，对再结晶部位(表层变白的部位(参考图5(c)及图6中的阴影部。))中的、离锻造件表面的最大深度t进行测定而设为再结晶深度t(mm)。

【表1】

【表2】

如表1、2所示，锻造件No.1～11满足本发明的必要条件，故拉伸强度、0.2％屈服强度及伸长率这样的强度(机械特性)优越。也就是说，能够实现锻造件的高强度化。另外，这些的与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率也均优越。尤其是，满足与本发明的合金组成相关的必要条件，与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上的均能够获得0.2％屈服强度在380MPa以上、更优选在390MPa以上、最优选在400MPa以上这样的高强度。另外，均成为拉伸强度在400MPa以上，伸长率在10.0％以上。

与其相对，锻造件No.12～32未满足本发明的必要条件中的至少一个。因此，如表2所示，成为拉伸强度、0.2％屈服强度及伸长率这样的强度差的结果。另外，存在与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率也差的情况。

〔2〕制造条件的探讨

接着，采用获得良好的结果的锻造件No.3的合金组成，在表3、4的No.33～67所示的各条件下制造了锻造件(以下，为了方便说明如此制造出的锻造件，仅称为“锻造件No.33”等)。需要说明的是，表3、4中标有下划线的数值是指未满足本发明的必要条件。另外，表3、4中由斜线充填格子的部位表示无法铸造、或因锻造产生较大的裂纹，故中止之后的工序。

关于锻造件No.33～67而言，在与前述〔1〕同样的条件下，求出强度、即作为机械特性的拉伸强度、0.2％屈服强度及伸长率、与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率。这些结果示于表5。需要说明的是，表5中由斜线充填格子的部位表示无法铸造、或因挤压产生较大的裂纹、或因锻造产生较大的裂纹，故不进行强度的测定和组织的观察。

【表3】

【表4】

【表5】

如表3～5所示，锻造件No.33～39满足本发明的必要条件，故拉伸强度、0.2％屈服强度及伸长率这样的强度优越。也就是说，能够实现锻造件的高强度化。另外，这些的与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率也均优越。尤其是，满足与本发明的合金组成相关的必要条件，与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上的均能够获得0.2％屈服强度在380MPa以上、更优选在390MPa以上、最优选在400MPa以上这样的高强度。另外，均成为拉伸强度在400MPa以上，伸长率在10.0％以上。

与其相对，锻造件No.40～67未满足本发明的制造条件中的至少一个。因此，如表5所示，成为拉伸强度、0.2％屈服强度及伸长率这样的强度差的结果。另外，存在与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率也差的情况。

以上，关于本发明的优选实施方式进行了说明，但本发明并不局限于前述实施方式，在能够符合本发明的主旨的范围之内也可以广泛地进行变更、改变来实施，这些均包含于本发明的技术范围之内。

本申请基于2013年3月29日申请的日本国专利申请第2013-74378号以及2013年12月10日申请的日本国专利申请第2013-255380号而主张优先权的利益。上述说明书的全部内容供本申请参考而援引。

Claims

1.一种汽车用铝合金锻造件，其通过进行挤压加工和锻造制造而成，所述汽车用铝合金锻造件的特征在于，

含有Si：0.7～1.5质量％、

Fe：0.5质量％以下、

Cu：0.1～0.6质量％、

Mg：0.6～1.2质量％、

Ti：0.01～0.1质量％、

Mn：0.25～1.0质量％，

且Zn：限制在0.05质量％以下，

进而含有从Cr：0.1～0.4质量％及Zr：0.01～0.2质量％的组中选择出的至少一种，

氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成，

并且与挤压方向平行的截面中的<111>织构的面积比率为60％以上，

拉伸强度为400MPa以上，

伸长率为10.0％以上。

2.如权利要求1所述的汽车用铝合金锻造件，其特征在于，

亚晶粒所存在的区域距锻造件表面的深度为5mm以内。

3.一种汽车用铝合金锻造件的制造方法，其用于制造汽车用铝合金锻造件，所述汽车用铝合金锻造件的制造方法的特征在于，

依次包括如下工序：

均匀化热处理工序，将铝合金熔炼而铸造出的铸锭在450～560℃下进行3～12小时均匀化热处理，并按0.5℃／分钟以上冷却至300℃以下，其中，所述铝合金具有如下的合金组成：

含有Si：0.7～1.5质量％、

Fe：0.5质量％以下、

Cu：0.1～0.6质量％、

Mg：0.6～1.2质量％、

Ti：0.01～0.1质量％、

Mn：0.25～1.0质量％，

且Zn.限制在0.05质量％以下，

氢量限制在0.25ml／100gAl以下，其余由不可避免的杂质和Al构成；

第一加热工序，将所述均匀化热处理后的铸锭在450～540℃下进行加热；

挤压工序，将所述加热后的铸锭按挤压温度450～540℃、挤压比6～25、挤压速度1～15m／分钟进行挤压加工；

第二加热工序，将所述挤压加工后的成形品在500～560℃下加热0.75小时以上；

锻造工序，将所述加热后的成形品按锻造开始温度450～560℃、锻造结束温度420℃以上、最大的等效塑性应变为3以下来获得规定形状的锻造件；

固溶处理工序，将所述锻造件在480～560℃下进行2～8小时固溶处理：

淬火工序，将所述固溶处理后的锻造件在70℃以下进行淬火；

人工时效处理工序，将所述淬火后的锻造件在140～200℃下进行3～12小时的人工时效处理。

4.如权利要求3所述的汽车用铝合金锻造件的制造方法，其特征在于，

所述锻造工序中的最大的等效塑性应变为1.5以下。