本发明涉及高强度的铝合金热锻材。以下，将铝也仅称为al。
背景技术：
近年来，针对废气等带来的地球环境问题，追求汽车等的运输机械的车体的轻量化带来的燃油效率的提高。为此，汽车等的运输机械的结构材料和结构零件，特别是作为上臂、下臂等的汽车底盘零件，使用aa至jis的规格所说的6000系(al－mg－si系)铝合金热锻材。作为这些结构材料和结构零件，6000系铝合金热锻材为高强度高韧性，耐腐蚀性也比较优异。以下，作为运输机械的结构材料和结构零件，以汽车底盘零件为例进行说明。
为了使汽车进一步轻量化，在汽车底盘零件中，要求进一步薄壁化的基础上的高强度化和高韧性化。另外，从作为安全零件的可靠性出发，也要求对于晶界腐蚀和应力腐蚀裂纹等的高耐腐蚀性化。因为，一直以来，对于作为原材的6000系铝合金热锻材的组成和显微组织进行着各种改善。
例如，为了使6000系铝合金鍛造材的晶粒微细化，众所周知的是添加mn、zr、cr等具有晶粒微细化效果的过渡元素，和以450～570℃左右的较高温度进行热锻。另外还提出，为了得到高强度和高韧性，作为热锻用的原材，使用对铸块先进行热挤压加工的挤压材，使锻造材的组织的未再结晶区域微细化(参照专利文献1)。
另一方面，虽然不是在热锻材的领域，但作为铝合金材的高强度化的冶金手法，提出有在对于6000系铝合金铸造材进行固溶处理后，反复进行150～250℃左右的温锻加工，其后实施人工时效处理(参照专利文献2、3)。
另外，虽然也不是铝合金的领域，但在科森铜镍硅合金(cu－ni－si系铜合金)的轧制板的领域，提出一种对于通过sem－ebsd法测量出的作为晶粒的平均取向差的kam值(kernelaveragemisorientation值)进行控制，从而强度各向异性小，特别是轧制直角方向的屈服强度高，且弯曲加工性的平衡优异的科森铜镍硅合金(参照专利文献4、5)。
附带一提，该kam值在钢板的领域等之中，也公知是作为确保高强度冷轧钢板(高强度钢)的强度与拉伸率和延伸凸缘性平衡的指标(参照专利文献6)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2011－225988号公报
专利文献2：日本国特开2014－218685号公报
专利文献3：日本国专利第5082483号公报
专利文献4：日本国专利第5314663号公报
专利文献5：日本国专利第5476149号公报
专利文献6：日本国专利第4977184号公报
如所述专利文献1这样，作为热锻用原材使用挤压材时，在与挤压方向平行的方向上虽然能够得到高屈服强度，但是存在强度各向异性高这样的问题。
另外，所述现有的6000系铝合金热锻材的晶粒微细化技术中，为了达成更高的抗拉强度和更高屈服强度，还有改善的余地。
所述专利文献2、3这样的对6000系铝合金铸造材反复进行温锻加工，其后实施人工时效处理，从而进行高强度化的手法，也是进行温度高达500℃等的热锻，高强度化的效果小，该手法对于6000系铝合金的热锻材的机械的特性的提高是否有效并不清楚。
而后，所述作为晶粒的平均取向差的kam值，即使对于所述专利文献3～6这样的铜合金板和钢板等的轧制板的机械特性的提高有效，而对于合金组成和特性、且制法也完全不同的6000系铝合金热锻材的机械特性的提高是否有效也不清楚。
技术实现要素：
本发明着眼于这样的情况而做，其目的在于，提供一种以具有优异的耐腐蚀性为前提，具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材。
为了达成这一目的，本发明的要旨，是一种以质量％计，分别含有si：0.7～1.5％、mg：0.6～1.2％、fe：0.01～0.5％，并且还含有来自mn：0.05～0.8％、cr：0.01～0.5％、zr：0.01～0.2％之中的一种或两种以上，余量由al和不可避免的杂质构成的铝合金热锻材，其中，作为由sem－ebsd法测量的板厚中心部的组织，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径为30μm以下，并且作为所述晶粒的平均取向差的kam值为0.6～2.0°的范围。
在本发明中，全新的发现是，使6000系铝合金热锻材的晶粒微细化，并且使所述晶粒的平均取向差定量化后的kam值，与该锻造材的抗拉强度和屈服强度密切相关。
该kam值本身，如所述专利文献3～6所述，是由sem－ebsd法测量的晶粒的平均取向差的量，作为晶粒的残余应变量的计算手法，在6000系铝合金热锻材以外的领域也公知。
该kam值能够通过如下方式恰当控制，即，不变更锻造材已经标准化的6000系铝合金组成，对于经热锻制造的锻造材，再反复实施从冷态至温态的区域的比较轻度的锻造和人工时效处理。
本发明中，通过使所述取向差为2°以上的晶粒微细化，和控制所述kam值，能够提供不使耐腐蚀性降低，而具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材。因此，6000系铝合金热锻材作为汽车底盘零件的安全零件的可靠性增加。
附图说明
图1a是表示实施例中使用的抗应力腐蚀开裂性评价用试验片的侧视图。
图1b是表示实施例中使用的抗应力腐蚀开裂性评价用试验片的俯视图。
具体实施方式
以下，对于本发明的实施方式具体加以说明。
(化学成分组成)
首先，以下对于本发明锻造材、作为铸造材的原材的铸块的铝合金的化学成分组成进行说明。
本发明的6000系(al－mg－si系)铝合金的化学成分组成，作为所述底盘锻造零件等，需要保证高强度、抗应力腐蚀开裂性等的高耐腐蚀性以至耐久性。因此，在6000系铝合金组成范围之中，本发明的铝合金组成为，以质量％计，分别含有si：0.7～1.5％、mg：0.6～1.2％、fe：0.01～0.5％，并且还含有mn：0.05～0.8％、cr：0.01～0.5％、zr：0.01～0.2％之中的一种或两种以上，余量由al和不可避免的杂质构成的铝合金。
另外，为了提高强度等的特性，所述铝合金中，以质量％计，也可以再含有cu：0.05～1.0％、ti：0.01～0.1％、zn：0.005～0.2％中的一种或两种以上。还有，各元素量中的％显示全部是质量％的意思。
在此，从熔化原料废料等必然混入的其他的杂质元素，也作为所述组成余量之中的不可避免的杂质，在不阻碍本发明的诸特性的范围内，允许基于jis规格的上限规定等含有通常的量。接下来，就各元素的含量，对于临界的意义和优选的范围进行说明。
si：0.7～1.5％
si与mg一起通过人工时效处理，主要作为针状β'相析出，是用于赋予汽车底盘零件使用时的高强度、高屈服强度的必须元素。
若si的含量过少，则人工时效处理时的析出量变得过少，得不到高强度。
另一方面，若si的含量过多，则铸造时和固溶处理后的淬火途中，粗大的单体si粒子晶化和析出，使耐腐蚀性和韧性降低。另外，si变得过多，不能取得高耐腐蚀性和高韧性高疲劳特性。此外拉伸率变低等，也阻碍热锻性和加工性。
因此，si的含量为0.7～1.5％的范围。
mg：0.6～1.2％
mg也是通过人工时效硬化处理(时效处理)，与si主要作为针状β'相在晶粒内析出，是用于赋予汽车底盘零件以高强度、高屈服强度所必须的元素。
若mg的含量过少，则人工时效处理时的析出量变得过少，得不到高强度。
另一方面，若mg的含量过多，则粗大的含mg化合物在结晶的晶内和晶界生成，使耐腐蚀性、韧性降低。另外，强度(屈服强度)变得过高，阻碍热锻性和加工性。此外，拉伸率也变低。
因此，mg含量为0.6～1.2％的范围。
fe：0.01～0.5％
fe与si生成金属间化合物而生成分散粒子(分散相)，妨碍再结晶后的晶界移动，抑制再结晶，防止晶粒的粗大化，并且具有使晶粒微细化的效果。
另一方面，若fe的含量过多，则晶粒内和结晶晶界容易形成粗大的化合物，容易使耐腐蚀性和韧性降低。另外，fe形成的金属间化合物中容易含有si，因此在需要si的人工时效处理中生成的针状β’相减少，强度容易降低。
因此，fe含量为0.01～0.5％的范围。
来自mn：0.05～0.8％、cr：0.01～0.5％、zr：0.01～0.2％之中的一种或两种以上
mn、cr、zr与fe同样，与si生成金属间化合物而生成分散粒子(分散相)，妨碍再结晶后的晶界移动，抑制再结晶，防止晶粒的粗大化，并且具有使晶粒微细化的效果。
另一方面，若mn、cr、zr的含量过多，则容易在晶粒内和结晶晶界形成粗大的化合物，容易使耐腐蚀性和韧性降低。另外，这些元素形成的金属间化合物中容易含有si，因此在需要si的人工时效处理中生成的针状β’相减少，强度容易降低。
因此，含有这些元素的一种或两种以上时，各自的含量为mn：0.05～0.8％、cr：0.01～0.5％、zr：0.01～0.2％的范围。
cu：0.05～1.0％、ti：0.01～0.1％、zn：0.005～0.2％中的一种或两种以上
cu、ti、zn是使锻造材的强度和韧性提高的同效元素，因此期待这些效果时，选择性地使之含有一种或两种以上。
cu通过固溶强化有助于锻造材的强度、韧性的提高，除此以外，在时效处理，还有显著促进最终制品的时效硬化的效果。若cu的含量过少，则没有这些强度提高效果。另一方面，若cu的含量过多，则显著提高铝合金热锻材的组织的应力腐蚀裂纹和晶界腐蚀的敏感性，使铝合金热锻材的耐腐蚀性和耐久性降低。因此，含有时的cu的含量为0.05～1.0％的范围。
zn在人工时效处理中，使zn－mg析出物微细且高密度地析出、形成，使强度、韧性提高。另外，固溶的zn也有降低晶内的电位，避免腐蚀形态从晶界发生，而是作为全面性的腐蚀，结果是减轻晶界腐蚀和应力腐蚀裂纹。但是，若zn的含量过多，则耐腐蚀性显著降低。因此，含有时的zn的含量为0.005～0.2％的范围。
ti使铸块的晶粒微细化，使锻造材组织为微细的晶粒，具有使强度、韧性提高的效果。若ti的含量过少，则无法发挥这一效果。但是，若ti的含量过多，则形成粗大的晶化物，使所述加工性降低。因此，含有时的ti的含量为0.01～0.1％的范围。
另外，以下所述的元素是杂质，分别允许截止到以下各自所述的含量。氢容易作为杂质混入，特别是锻造材的加工度小时，由于氢引起的气泡在锻造等加工中无法压合而发生泡疤，成为破坏的起点，因此使韧性和疲劳特性显著降低。特别是在高强度化的底盘零件等之中，该氢造成的影响大。因此，优选al每100g的氢浓度为0.25ml以下的尽量少的含量。
sc、v、hf也容易作为杂质混入，阻碍底盘零件的特性，因此其合计低于0.3％。另外，b与ti化合而提高ti的铸块晶粒微细化效果。但是，若含有高于300ppm，则仍然形成粗大的晶化物，使所述加工性降低。因此，b允许含有至300ppm以下。
(组织)
将以上的合金组成作为前提，在本发明中，汽车等的运输机械的结构材料和结构零件，特别是关于作为汽车底盘锻造零件等的锻造材中，作为由sem－ebsd法测量的板厚中心部的组织，使取向差为2°以上的晶粒的平均粒径为30μm以下，并且使对于所述取向差为2°以上的晶粒的平均取向差进行定量化的kam值为0.6～2.0°(deg)的范围。
本发明中，通过这样的晶粒的微细化和所述kam值的控制，不会使耐腐蚀性降低，能够成为具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材。kam值低于0.6°而过小时，不能达成高抗拉强度和屈服强度，若高于2.0°而过大时，也不能达成高抗拉强度和屈服强度，拉伸率也降低。
在此，所谓由sem－ebsd法测量的“取向差为2°以上的晶粒”，是“是具有取向差为2°以上的晶界(边界)的晶粒”，例如2°、15°、20°等具有2°以上的取向差的许多的晶粒包含在这一范畴。
在本发明中发现，连取向差较小的这种取向差为2°等都包含在内的晶粒的微细化，对强度(抗拉强度和0.2％屈服强度)的提高影响巨大，从而加以规定。即，通过使取向差为2°以上的晶粒的平均粒径微细化达30μm以下，可以使6000系铝合金热锻材高强度化。其详细的理由尚不明确，但推测是不是因为，如果是具有2°以上的取向差的晶界(边界)，则有妨碍位错的运动的效果，因此，通过将所述平均粒径微细化至30μm以下，则妨碍所述位错的运动的晶界显著增加，锻造材得到高强度化。
本发明的由sem－ebsd法测量的kam值(kernelaveragedmisorientation)，是所述“取向差为2°以上的晶粒”的平均取向差。
该kam值本身与残余应变相关，例如，这在“材料”(journalofthesocietyofmaterialsscience,japan)vol.58，no.7,p568－574,july2009等中是公知的。
另外，kam值是将邻接的测量点间的结晶取向的差，即局部取向差，作为平均取向差而定量化后的值，这在所述专利文献等中也是公知的。
而且，这样的kam值，是设晶粒的数量为n，分别测量的各晶粒的取向差(°)为y时，由(∑y)/n定义。
但是，本发明的kam值，如所述晶粒的定义，是将连取向差为2°等的取向差较小的都包含在内的许多的晶粒，作为kam值测量的标准，这一点与以往不同。即，kam值由于如何规定其测量的标准或作为对象的晶粒的取向差不同，致使其值大不相同。
本发明发现，将所述“取向差为2°以上的晶粒”的平均取向差进行定量化后的kam值，和该晶粒的所述微细化一起，都与6000系铝合金热锻材的抗拉强度和0.2％屈服强度密切相关。
基于该kam值的高强度化，不用变更热锻材的、作为所述汽车底盘零件等已经标准化的6000系铝合金组成，而是通过对于经热锻制造的锻造材，再反复实施从冷态至温态的区域中的比较轻度的锻造和人工时效处理便能够控制。
因此，不会伴随因组成和热锻条件的变更而发生的耐腐蚀性的降低，和机械的特性的变化等，能够制造具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材。因此，6000系铝合金热锻材的、作为汽车底盘零件等的安全零件用的可靠性增加。
另外，因为本发明不伴随热锻条件的变更，所以具有的优点是，即使在最小的壁厚减少率为高于25％的大的加工率下进行热锻加工，也能够实现这样的组织和特性。
例如，作为本发明的用途的底盘锻造零件，作为通用的形状为如下复杂的形状，具有近三角形的整体形状，和俯视下大致呈y形的臂部，在该臂部的各3个端部分别具有球窝接头部(3处)。因此，必然需要最小的壁厚减少率高于25％的大的加工率，但即使以这样大的加工率进行热锻加工也能够实现。
(基于sem－ebsd法的测量部位)
这些取向差为2°以上的晶粒的平均粒径(μm)和kam值的测量，在锻造材的板厚中心部进行，但如果锻造材是圆形和圆柱等的单纯的形状，则作为所述测量对象的锻造材的板厚中心部，能够以锻造材的中心点为基准特定。但是，所述汽车底盘零件中，代表性的是，在俯视下由大致三角形的整体形状构成，并且，由以宽度窄而厚的周边部的凸棱和宽度宽而薄壁的中央部的薄条所构成的、截面大体呈h型或大体呈u型的臂，连接作为该三角形的顶点部分的3处球窝接头的形状而构成。这时的所谓板厚中心部，是将所述厚壁的凸棱的任意的位置的板厚中央部的晶粒组织作为基于sem－ebsd法的测量对象。
(测量方法)
具体的测量方法是，对于从所述厚壁的凸棱的任意的位置的板厚中央部提取的测量试料(3个)的截面进行研磨。然后，使用sem－ebsd，对于与所述试料的锻造材的压缩方向平行的截面的500μm×500μm的测量范围，以1.0μm的间距照射电子束，测量取向差为2°以上的晶粒的平均粒径(μm)，和使该晶粒的平均取向差定量化后的kam值，再以测量的3个试料数使之平均化。
sem－ebsd(ebsp)法是在场发射型扫描电子显微镜(fieldemissionscanningelectronmicroscope：fesem)上，搭载有电子背散射衍射图案[ebsd：electronbackscattering(scattered)diffractionpattern]系统的结晶取向分析法。
更具体地说，sem－ebsd的所述观察用试料的调整是对于所述观察试料(截面组织)在机械研磨后再进行电解蚀刻使之镜面化。然后，放置在fesem的镜筒内，对于试料的镜面化的表面照射电子束，在屏幕上投影ebsp。用高灵敏度照相机对其拍摄，作为图像输入计算机。在计算机中对该图像进行分析，通过与使用了已知的结晶系的经模拟生成的图案进行比较，从而决定结晶的取向。计算出的结晶的取向作为三维欧拉角，与位置坐标(x,y)等一起记录。因为这一程序对于全部测量点自动进行，所以在测量结束时，能够得到锻造材的截面中的数万～数十万点的结晶取向数据。
具有上述的合金组成和组织的本发明的铝合金热锻材，若考虑强度和加工性，则优选为抗拉强度420mpa以上、0.2％屈服强度400mpa以上、拉伸率12％以上。
(制造方法)
其次，对于本发明的铝合金热锻材的制造方法进行阐述。本发明的铝合金热锻材的制造工序本身，可以通过常规方法制造，即，对于具有所述组成的铝合金铸块实施均质化热处理后，进行热锻加工，对该锻造材实施固溶和淬火处理与人工时效处理。即，不进行作为其余工序的铸块的热挤压加工也可以制造。但是，作为汽车底盘锻造零件等，为了具有所述组织，并使之高强度化、高韧性化和高耐腐蚀性化，而有以下所示的优选的制造条件。
(铸造)
在对于熔化调整到所述特定铝合金成分范围内的铝合金熔融金属进行铸造时，适宜选择连续铸造轧制法、半连续铸造法(dc铸造法)、热顶铸造法等的通常的熔炼铸造法进行铸造。
但是，铸造由所述特定铝合金成分范围构成的铝合金熔融金属时，为了晶化物的微细化和使二次枝晶臂间隔(das)微细化，优选使平均冷却速度为100℃/s以上。
(均质化热处理)
铸造的铸块的均质化热处理在450～580℃的温度范围保持2小时以上进行。均质化热处理温度低于450℃时，温度过低而不能使铸块均质化，若均质化热处理温度高于580℃，则铸块表面的过烧发生。还有，均质化热处理后，热锻之前不需要挤压加工，但如果希望也可以实施。
(热锻)
再加热均质化热处理后的铸块，优选以材料温度在430～550℃的范围、模具温度在100～250℃的范围、最小的壁厚减少率为25％以上，并且最大的壁厚减少率为90％以下的条件进行热锻加工。
热锻中，用机械压力机进行锻造和使用油压机，锻造加工成汽车底盘零件的最终制品形状(近终形)。热锻中，锻造途中不进行再加热，或根据需要进行再加热，粗锻、中间锻造、终锻造和热锻被多次进行。
作为热锻的加工率，最小的壁厚减少率低于25％时，存在所述复杂形状的汽车底盘零件不能形状精度良好地被锻造加工的可能性。另一方面，最大的壁厚减少率高于90％时，难以抑制再结晶，粗大的再晶粒发生的可能性变高。
如果最终的锻造后的锻造结束温度低于300℃，则在锻造和固溶处理工序中，难以抑制再结晶，存在加工组织再结晶而发生粗大晶粒的可能性。如果这些粗大晶粒发生，则即使控制为所述组织，也无法达成高强度化和高韧性化，另外，耐腐蚀性也降低。而且，在低温的热锻中，以锻造材截面的所述全域为目标的晶粒微细化变困难。另一方面，材料温度高于550℃时，锻造材表面的过烧发生，并且粗大的再结晶晶粒发生的可能性变高。
(固溶和淬火处理)
在此热锻后，进行固溶和淬火处理。固溶处理优选在530～570℃的温度范围，保持1小时以上、8小时以下。若该固溶处理温度过低或时间过短，则固溶不足，mgsi化合物的固溶不充分，接下来人工时效硬化处理中的化合物的析出量过少，强度降低。保持时间也可以长，但即使超过8小时，效果也是饱和。
在该固溶处理后，优选从500℃至100℃以25℃/s以上的平均冷却速度进行淬火处理。为了确保该平均冷却速度，优选在淬火处理时的冷却中，为了防止锻造材的应变的均匀的冷却，也优选通过水冷进行，特别是通过一边起泡一边使冷却水循环的水冷(水槽浸渍)进行。若该淬火处理时的冷却速度低，则在晶界上析出mgsi化合物、si等，在人工时效后的制品中，晶界破坏容易发生，使韧性和疲劳特性降低。另外，在冷却途中，晶内也形成稳定相mgsi化合物、si，人工时效时析出的β相、β'相的析出量减少，因此强度降低。
但是，另一方面，若冷却速度过高(快)，则淬火畸变量变多，淬火后，需要重新矫正工序，或也会重新产生矫正工序的工时增加的问题。另外残余应力也变高，也会重新产生制品的尺寸、形状精度降低的问题。这时，为了缩短制品制造工序，并低成本化，优选淬火畸变缓和的30～85℃的温水淬火。在此，温水淬火温度低于30℃时，淬火畸变变大，若高于85℃，则冷却速度过低，韧性、疲劳特性和强度变低。
(冷加工或温加工)
本发明中，为了使如此得到的(固溶和淬火处理后的)热锻材，达到规定的平均粒径和kam值，此外，优选合计的板厚减少率为5％以上，并且使室温～200℃的温度范围(温度域)的冷加工或温加工，与这些加工后的人工时效硬化处理组合，至少反复实施两次以上。
这些冷加工或温加工，与其后的各人工时效硬化处理的组合只进行一次，或者即使例如冷加工或温加工进行两次，而此各加工后分别不进行人工时效处理的情况下，都有无法达成规定的平均粒径和kam值的可能性。
换言之，这样的冷加工或温加工，与其后的各人工时效硬化处理的组合重复两次以上，是用于使所得到的锻造材达到规定的取向差为2°以上的晶粒的平均粒径和kam值的保证。
若这些冷加工或温加工的每一次的板厚减少率小而低于5％，则没有加工的效果，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径有可能高于30μm而粗大化。另外，kam值也容易变小而低于0.6°，也有得不到预期的高强度可能性。
这里，即使温加工的加工温度高于200℃而变大而同样，存在取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化的可能性，kam值也容易变小而低于0.6°，也有得不到预期的高强度的可能性。
另一方面，此冷加工或温加工的、每一次的板厚减少率的上限优选为50％，更优选为40％。若该板厚减少率过高，应变量过大，则kam值变得过大，拉伸率有显著变低的可能性。另外，加工时也容易发生裂纹。
这一点，在所述专利文献2中，温锻中施加等效应变为2以上、以板厚减少率换算高于85％的非常大的应变，在所述专利文献3中虽然等效应变低于2，但在其实施例中，温锻中施加的是等效应变为0.8，以板厚减少率换算计为55％的非常大的应变。因此，在本发明的6000系铝合金热锻材中，或者在此专利文献2、3的6000系铝合金铸造材中，虽然强度变高，但是拉伸率显著变低。
因此，此冷加工或温加工的每一次的板厚减少率的范围，优选为5％以上、50％以下，更优选为5％以上、40％以下。
(人工时效硬化处理)
在以上的冷态或温态的各加工后，使人工时效硬化处理(以下，也称为人工时效处理)与所述加工组合，至少反复实施两次以上。为了不推进室温时效，所述冷态或温态的各加工后，优选迅速地进行人工时效处理，例如作为标准在1小时以内进行。
该人工时效处理，分别优选从40℃以上、250℃以下的温度范围，和20分钟～8hr的保持时间的范围选择条件。
但是，即使在此条件范围内，也应该选择与组成、热锻、固溶淬火处理、冷态或温态加工等的前工序的条件相称的最佳条件，若与这些组成和前工序条件不相称，该人工时效温度过低或过高，或保持时间过短，则存在得不到希望的规定组织，和高抗拉强度与高屈服强度，还有高拉伸率的可能性。
还有，所述均质化热处理、固溶处理适宜使用空气炉、感应加热炉、硝石炉等。此外，人工时效处理适宜使用空气炉、感应加热炉、油浴器等。
本发明锻造材作为汽车底盘零件用，也可以在所述人工时效处理的前后，适宜实施机械加工和表面处理等。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
接下来，说明本发明的实施例。对于表1所示的各铝合金组成、至固溶和淬火处理均为相同制造条件的热锻材，以表2所示的各不相同的条件实施冷态或温态加工和人工时效处理，制造作为汽车底盘零件的原材的热锻材。然后，以表2所示的方式测量、评价该热锻材的组织、机械的特性、耐腐蚀性。
具体来说，各例均共通，对于表1所示的由6000系铝合金热锻材的化学成分构成的铸块，通过平均冷却速度为100℃/s以上的半连续铸造法进行铸造。还有，表1所示的各铝合金例，共同为100g的al中的氢浓度全部是0.10～0.15ml。
对于这些各铝合金铸块的外表面，各例均共通，进行厚度3mm面车削，切断成长120mm、
关于均质化热处理后的铸块的热锻，各例均共通，以直至最终的壁厚不进行再加热而锻造3次，锻造开始时的温度为500～520℃的范围，模具温度为170～200℃的范围，锻造材中央部的壁厚变化率为(高于25％)75％的共同的条件，通过使用了上下模具的机械压力机进行。
制造的热锻材的形状各例均共通，为所述的底盘零件形状，即，俯视下由近三角形的整体形状构成，并且由宽度窄而壁厚(高度)为60mm的周边凸棱和宽度宽而壁厚(高度)为31mm的薄壁的中央部的薄条构成的、截面大致h型的臂，连接作为该三角形的顶点部分的3处球窝接头。
对于这些锻造材，各例均共通，使用空气炉，进行550℃×5小时的固溶处理后，以500℃至100℃为25℃/s以上的平均冷却速度，进行所述水冷(水槽浸渍)。
对于如此得到的(固溶和淬火处理后的)热锻材，以表2所示的条件，反复实施两次冷加工或温加工和人工时效处理，或者实施一次等，分别建立所述晶粒的平均粒径和kam值。、
按以下的方法，测量、评价如以上这样分别建立了所述晶粒的平均粒径和kam值的热锻材的组织、机械的特性、晶界应力腐蚀裂纹性。这些结果显示在表2中。
(组织)
关于所述晶粒的平均粒径和kam值，根据所述测量方法，从锻造材的任意的所述大致h型的臂的、所述厚壁的凸棱部的任意的板厚中心部的纵截面提取试料，按所述要领测量取向差为2°以上的晶粒的平均粒径(μm)和kam值。
(机械的特性)
从所述锻造材的所述厚壁的凸棱部的任意的板厚中心部提取试料，由该试料的纵长任意的3处，以外径
(抗应力腐蚀开裂性)
另外，抗应力腐蚀开裂性的评价，依据jish8711的交互浸渍法的规定进行。图1a是侧视图，图1b是俯视图，包含其尺寸在内表示抗应力腐蚀开裂性评价用试验片(scc试验用c环)。300mpa负荷时的抗应力腐蚀开裂低于30天评价为×，30天以上～低于60天评价为○。
如表1、2表明，各发明例1、7～12在本发明的成分组成范围内，且在优选的条件范围进行冷加工或温加工和人工时效处理。因此，这些各发明例如表2所示，具有如本发明所规定的组织，作为通过sem－ebsd法测量的板厚中心部的组织，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径为30μm以下，并且所述晶粒的kam值为0.6～2.0°的范围。
其结果是，这些各发明例具有优异的抗应力腐蚀开裂性，抗拉强度为417mpa以上，0.2％屈服强度为398mpa以上，拉伸率为12.6％以上，具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率，兼备作为底盘零件所需要的诸特性。
相对于此，如表2的比较例2～6这样，合金组成在范围内，但冷加工或温加工和人工时效处理脱离优选的条件范围而制造时，不满足由sem－ebsd法测量的板厚中心部的组织规定。即，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化，或kam值也过小而低于0.6°，或过大而高于2.0°。
其结果是，比较例2～6其抗拉强度、0.2％屈服强度均比发明例差得多，另外kam值过大而高于2.0°时，拉伸率也比发明例差得多。
比较例2只实施了一次温加工和人工时效处理。因此，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化，kam值也过小而低于0.6°。
比较例3中，虽然温加工和人工时效处理按顺序反复进行两次，但温加工的板厚减少率(加工率)过小。因此，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化，kam值也过小而低于0.6°。
比较例4中，虽然温加工和人工时效处理按顺序反复进行两次，但两次的温加工的温度均过高。因此，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化，kam值也过小而低于0.6°。
比较例5中，虽然温加工反复进行两次，但第二次温加工后未进行人工时效处理。因此，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径在30μm以下，但kam值过大而高于2.0。
比较例6虽然温加工和人工时效处理按顺序反复进行两次，但是两次人工时效处理的温度均过高。因此，取向差为2°以上的晶粒的平均粒径高于30μm而粗大化，kam值也过小而低于0.6°。
另外，使用了像表1的合金编号8～18这样、组成偏离的合金的表2的比较例13～24，即使冷加工或温加工和人工时效处理在优选的条件范围内制造的情况下，不论满足、不满足由sem－ebsd法测量的板厚中心部的组织规定，抗拉强度、0.2％屈服强度、拉伸率、抗应力腐蚀开裂性任意一项比发明例低。
即，与发明例同样高抗拉强度和高屈服强度的例子，拉伸率低或抗应力腐蚀开裂性比发明例差得多。另外，与发明例同样拉伸率高，或抗应力腐蚀开裂性优异的例子，抗拉强度、0.2％屈服强度比发明例差得多。
比较例13其mg过少(表1的合金编号8)。
比较例14其mg过多(表1的合金编号9)。
比较例15、16其si过少(表1的合金编号10)。另外，比较例16只实施了一次温加工和人工时效处理。
比较例17其si过多(表1的合金编号11)。
比较例18、19均不含mn、cr、zr，即使包含也过少(表1的合金编号12、13)。
比较例20其mn过多(表1的合金编号14)。
比较例21、22、23、24其cr、zr、cu、zn过多(表1的合金编号15、16、17、18)。
由以上的结果可知，能够实现以具有优异的耐腐蚀性为前提，具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材的本发明组成、组织规定的临界的意义。
【表1】
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说很清楚。
本申请基于2015年6月16日申请的日本专利申请(专利申请2015－121043)，其内容在此作为参照编入。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到以具有优异的耐腐蚀性为前提，具有高抗拉强度和高屈服强度，而且具有高拉伸率的6000系铝合金热锻材。因此，能够实现6000系铝合金热锻材面向汽车底盘零件等运输机械用的用途扩大，在这一点上具有极大的工业价值。