JP7750334B2 - アルミニウム合金鋳造品、アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金鋳造品、アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法に関する。
本願は、２０２２年１２月２７日に、日本に出願された特願２０２２－２１０２５５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、アルミニウム合金は、軽量性を生かして各種製品の構造部材としての用途が拡大しつつある。例えば、自動車の足廻りやバンパー部品では、今まで高張力鋼が用いられてきた。一方、近年は高強度アルミニウム合金材が用いられるようになっている。

また、自動車部品、その中でも、例えばサスペンション部品には、専ら鉄系材料が使用されていた。一方、近年は軽量化を主目的として、アルミニウム材料又はアルミニウム合金材料に置き換えられることが多くなってきた。

これらの自動車部品では、優れた耐食性、高強度及び優れた加工性が要求されることから、アルミニウム合金材料としてＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金、特にＡ６０６１が多用されている。そして、このような自動車部品は、強度の向上を図るため、アルミニウム合金材料を加工用素材として塑性加工の１つである鍛造加工を行って製造される。

また、最近では、コストダウンを図る必要があるため、押出をせずに鋳造部材をそのまま素材として鍛造した後、溶体化処理と人工時効処理を行う処理（Ｔ６処理）して得たサスペンション部品が実用化され始めており、さらなる軽量化を目的として、従来のＡ６０６１に代わる高強度合金の開発が進められている（例えば、特許文献１～３を参照。）。

特開平５－５９４７７号公報 特開平５－２４７５７４号公報 特開平６－２５６８８０号公報

しかしながら、上述したＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系の高強度合金は、鍛造及び熱処理工程において加工組織が再結晶し、粗大結晶粒が発生することにより、十分な高強度を得ることができないという問題があった。そのため、粗大再結晶粒生成防止のため、Ｚｒ（ジルコニウム）を添加して再結晶を防止しているものがある（例えば、上記特許文献１，２を参照。）。

しかしながら、Ｚｒを添加することは、再結晶防止に効果があるものの、次のような問題点があった。
（１）Ｚｒの添加により、Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ系合金の結晶粒微細化効果が弱められ、鋳塊自体の結晶粒が粗くなり、塑性加工後の加工品（鍛造品）の強度低下を招く。
（２）鋳塊自体の結晶粒微細化効果が弱められるため、鋳塊割れが発生し易くなり、内部欠陥が増加し、歩留まりが悪化する。
（３）Ｚｒは、Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ系合金と化合物を形成し、合金溶湯を貯留する炉の底に化合物が堆積し、炉を汚染すると共に、製造した鋳塊においてもこれら化合物が鋳塊中に粗大に晶出し、強度を低下させる。

このように、Ｚｒの添加は、再結晶防止に効果があるものの、強度の安定性を維持するのが困難であった。

本発明は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、常温における機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造用素材、アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。

本発明の態様１は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で１．４未満であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造用素材であって、鋳造後の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下、かつ、ロックウェル硬さＨＲＦが６２以上８２以下である、アルミニウム合金鍛造用素材である。

本発明の態様２は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で０．３以上１．２以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造用素材であって、鋳造後の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下、かつ、ロックウェル硬さＨＲＦが６２以上８２以下である、アルミニウム合金鍛造用素材である。

本発明の態様３は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で１．４未満であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率が２７％以下であり、かつ、常温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上である、アルミニウム合金鍛造品である。

本発明の態様４は、態様３のアルミニウム合金鍛造品において、前記析出物のサイズが０．５μｍ以下である。

本発明の態様５は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で０．３以上１．２以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率が２７％以下であり、かつ、常温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上である、アルミニウム合金鍛造品である。

本発明の態様６は、態様５のアルミニウム合金鍛造品において、前記析出物のサイズが０．５μｍ以下である。

本発明の態様７は、態様３から態様６のいずれか一つのアルミニウム合金鍛造品の製造方法であって、前記アルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造品を得る鋳造工程と、前記鋳造品を５００℃～融点以下の温度で素材加熱し塑性加工を施して鍛造品を得る鍛造工程と、前記得られた鍛造品に２０℃～５００℃までの昇温速度が５．０℃／ｍｉｎ以上で昇温し、５３０～５６０℃で０．３～３時間以内で保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、前記溶体化処理後５～６０秒以内に前記鍛造品の全ての表面が焼き入れ水に接触し、１分を超え、４０分以内水槽内で焼き入れする焼き入れ工程と、前記焼き入れ処理工程を経た鍛造品に１８０℃～２２０℃の温度で０．５時間～８時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を有する、アルミニウム合金鍛造品の製造方法である。

本発明の態様８は、態様４のアルミニウム合金鍛造品の製造方法において、前記鋳造工程と前記鍛造工程との間に、前記アルミニウム合金鋳造品を、３７０℃以上５６０℃以下の温度範囲で２時間以上１０時間以下保持して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程を更に有する。

本発明によれば、常温における機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造用素材を提供できる。
本発明によれば、常温における機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造品を提供できる。
また、本発明によれば、これまでアルミ合金溶湯を鋳造したのちに、偏析除去するために施していた均質化処理工程を削減している為、低コスト・省エネなアルミニウム合金鍛造品の製造方法を提供できる。

本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の一例を示す斜視図である。 本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の別の一例を示す平面図である。 本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品のさらに別の一例を示す斜視図である。 本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品を製造するための水平連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す断面図である。 図４に示す水平連続鋳造装置の冷却水キャビティ付近の要部を拡大した断面図である。 水平連続鋳造装置の冷却壁部の熱流束を説明する説明図である。 本実施例で得られたアルミニウム合金鍛造品から機械的特性評価用試験片の作製用として採取した中央部の採取位置を示す平面図である。 本実施例で作製した機械的特性評価用試験片を示す平面図である。

以下、本発明の実施形態について、図面を参照して詳細に説明する。
なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などが実際と同じであるとは限らない。また、以下の説明において例示される材料、寸法等は一例であって、本発明はそれらに必ずしも限定されるものではなく、その効果を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。

［アルミニウム合金鍛造用素材］
先ず、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造用素材である。
本実施形態のアルミニウム合金鍛造用素材は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で１．４未満であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金鍛造用素材であって、鋳造後の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下、かつ、ロックウェル硬さＨＲＦが６２以上８２以下である。

本発明の別の実施形態に係るアルミニウム合金鍛造用素材は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で０．３以上１．２以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造用素材であって、鋳造後の導電率が２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下、かつ、ロックウェル硬さＨＲＦが６２以上８２以下である。
Ｆｅ／Ｍｎは、質量比で０．３以上１．０以下とすることができ、また、０．４以上０．８以下とすることができ、また、０．４以上０．７以下とすることができる。

上記実施形態のアルミニウム合金鍛造用素材は、ＭｇとＳｉを含む点で６０００系アルミニウム合金に相当する。

（導電率：２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下）
上記実施形態のアルミニウム合金鍛造用素材の導電率は、２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下である。この導電率は室温における導電率であるとし、この室温とは２０℃±１５℃程度とする。
導電率が２５％ＩＡＣＳ未満の場合は硬すぎて加工性が低下する、３５％ＩＡＣＳを超える場合は柔らかいことで切削性（切粉分断性）の悪化、及び最終製品の保証強度を満足できないことがある。

（ロックウェル硬さＨＲＦ：６２以上８２以下）
上記実施形態のアルミニウム合金鍛造用素材のロックウェル硬さＨＲＦは、６２以上８２以下である。ここで、ロックウェル硬さＨＲＦはＪＩＳＺ２２４５：２０１６の「ロックウェル硬さ試験－試験方法」に準拠して測定された値である。
ロックウェル硬さＨＲＦがこの範囲であれば、加工性が良好だからである。すなわち、ロックウェル硬さＨＲＦが６２未満の場合は柔らかいことで切削性（切粉分断性）の悪化、及び最終製品の保証強度を満足できないことがあり、８２を超える場合は硬すぎて加工性が低下する。

［アルミニウム合金鍛造品］
本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品について説明する。
図１は、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の斜視図である。
図１に示すように、アルミニウム合金鍛造品１ａは、長尺部２と、長尺部２の長手方向の両端にそれぞれ接続された連結部４ａ，４ｂとを有する。長尺部は断面が４角形とされている。これら２つの連結部４には、それぞれ貫通孔が設けられていればよい。この形状のアルミニウム合金鍛造品１ａは、例えば、Ｉ型サスペンションアームとして用いることができる。

本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で１．４未満であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率が２７％以下である。
また、本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、常温における衝撃値において、１０Ｊ／ｃｍ^２以上とされている。

粒界を含む２．０μｍ以内に含まれるＭｎを含む析出物のサイズを例示すると、０．５μｍ以下である。

本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、ＭｇとＳｉを含む点で６０００系アルミニウム合金の鍛造品に相当する。

（Ｃｕ：０．２５質量％以上、０．５５質量％以下）
Ｃｕは、アルミニウム合金中でＭｇ－Ｓｉ系化合物を微細に分散させる作用や、Ｑ相を始めとするＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ系化合物として析出することでアルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。Ｃｕの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性を向上させることができる。

（Ｍｇ：０．６０質量％以上、１．２５質量％以下）
Ｍｇは、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。アルミニウム母相へＭｇが固溶する、あるいは、β”相などのＭｇ－Ｓｉ系化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ）、またはＱ相を始めとするＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ系化合物（ＡｌＣｕＭｇＳｉ）として析出することで、アルミニウム合金の強化に寄与する。また、Ｍｇ_２Ｓｉは、アルミニウム合金中でのＣｕＡｌ_２相の生成を抑制する作用がある。ＣｕＡｌ_２相の生成が抑制されることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの耐食性が向上する。Ｍｇの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性とともに耐食性を向上させることができる。

（Ｓｉ：０．９０質量％以上、１．４質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇと同様にアルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性と共に耐食性を向上させる作用を有する。但し、アルミニウム合金にＳｉを過剰に添加すると、粗大な初晶Ｓｉ粒が晶出することにより、アルミニウム合金の引張強さが低下するおそれがある。Ｓｉの含有率が上記の範囲内にあることによって、初晶Ｓｉの晶出を抑えつつ、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性と共に耐食性を向上させることができる。

（Ｍｎ：０．３５質量％以上、０．６０質量％以下）
Ｍｎは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。Ｍｎの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性を向上させることができる。

（Ｆｅ：０．１５質量％以上、０．３０質量％以下）
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅなどの金属間化合物を含む微細な晶出物として晶出することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用がある。Ｆｅの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性を向上させることができる。
なお、Ｆｅ／Ｍｎの関係は１．４未満である。Ｆｅ／Ｍｎの関係が１．４未満であることによって、３．０μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ系化合物の晶出を抑制することができ、且つ結晶粒内にＡｌＭｎ系化合物の数密度を向上させることができる。

（Ｃｒ：０．０５０質量％以上、０．３０質量％以下）
Ｃｒは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－ＳｉやＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒなどの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物を形成することで、アルミニウム合金の引張強さを向上させる作用を有する。Ｃｒの含有率が上記の範囲内にあることによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの常温における機械的特性を向上させることができる。

（Ｔｉ：０．０１質量％以上、０．１質量％以下）
Ｔｉは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、展伸加工性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有率が０．０１質量％未満の場合、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｔｉ含有率が０．１質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、展伸加工性が低下するおそれがある。また、アルミニウム合金鍛造品１ａにＴｉを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉの含有率は０．０１２質量％以上、０．０３５質量％以下とする。Ｔｉの含有率は、好ましくは０．０１５質量％以上、０．０５０質量％以下である。

（Ｂ：０．００１質量％以上、０．０３質量％以下）
Ｂは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化し、展伸加工性を向上させる作用を有する。上述したＴｉと共にＢをアルミニウム合金に添加することによって、結晶粒の微細化効果が向上する。Ｂの含有率が０．００１０質量％未満では、結晶粒の微細化効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｂの含有率が０．０３０質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、介在物としてアルミニウム合金鍛造品１ａに混入するおそれがある。また、アルミニウム合金の最終製品にＢを含む粗大な晶出物が多量に混入すると靭性が低下する場合がある。したがって、Ｂの含有率は０．００１０質量％以上、０．０３０質量％とする。Ｂの含有率は、好ましくは０．００５０質量％以上、０．０２５質量％である。

（Ｚｒ：０．００１０質量％以上、０．０５質量％以下）
Ｚｒは、０．０５質量％以下であれば、Ａｌ_３ＺｒおよびＡｌ－（Ｔｉ，Ｚｒ）という形で析出することで、再結晶抑制効果や析出強化によりアルミニウム合金鍛造品１ａの強度の向上に寄与する。Ｚｒの含有率が０．０５０質量％を超えると粗大なＺｒ化合物として晶出することによって、アルミニウム合金鍛造品１ａの耐食性の低下につながるおそれがある。このため、Ｚｒの含有率は、０．０５０質量％以下とする。また、上記の再結晶抑制効果や析出強化による鍛造品の強度の向上の効果を得るためにはＺｒの含有率は、０．００１０質量％以上であることが好ましい。

（Ｚｎ：０．２５０質量％以下）
Ｚｎは０．２５０質量％以下であればよい。Ｚｎの含有率が０．２５０質量％を超えるとＭｇＺｎ_２が生成し、Ａｌ母相から粒界に析出することで粒界腐食を起こし、アルミニウム合金鍛造品の耐食性の低下につながる。このため、Ｚｎの含有率は、０．２５０質量％以下、あるいは全く含まないことが好ましい。

（不可避不純物）
不可避不純物は、原料又は製造工程から不可避的にアルミニウム合金に混入する不純物である。不可避不純物の例としては、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｂｅなどを挙げることができる。これらの不可避不純物の含有率は０．１質量％を超えないことが好ましい。

本実施形態のアルミニウム合金鍛造品１ａの長尺部２の長手方向の中央部２ａは、例えば、アルミニウム合金鍛造品１ａを車両のサスペンションアームとして使用した場合に、最大主応力がかかる部分である。中央部２ａは、例えば、長尺部２の長手方向の中心を含む長尺部２の全体に対して１％以上８０％以下の範囲内の領域である。長尺部２のアスペクト比（長手方向の長さ／長手方向に垂直な方向の短辺の長さ）は、例えば、２以上１００以下の範囲内にある。長尺部２の中央部２ａの断面は、鍛造加工によってアルミニウム合金鍛造品１ａを製造する際に、圧力を加えた方向に沿った方向の断面（以下、中央部断面と称することがある）である。

（平均粒子径が３．０μｍ以上のＡＩＦｅＳｉ（Ｍｎ）系化合物を含まない）
アルミニウム合金鍛造品１ａの中央部断面における合金組織には、平均粒子径が３．０μｍ以上のＡＩＦｅＳｉ（Ｍｎ）系化合物を含まないようにする。平均粒子径が３．０μｍ以上のＡＩＦｅＳｉ（Ｍｎ）系化合物が存在すると、機械的特性（引張特性／疲労特性等）が低下するおそれがある。

（衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上）
アルミニウム合金製鍛造品１ａの中央部断面は、常温（２０℃）での衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上の機械的特性を有する。この衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２未満では、部品の耐久性が低下する虞がある。
本明細書において、「衝撃値」はＪＩＳ Ｚ２２４２－２００５の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」の規定に準拠して測定して得られたシャルピー衝撃強度を意味するものである。試験片としては、円柱状の試験片を使用して測定するものとする。

（結晶方位差１５°以上の大角粒界の比率２７％以下）
アルミニウム合金鍛造品１ａの中央部断面において、結晶方位差１５°以上の結晶粒界（大角粒界）は、アルミニウム合金鍛造品１ａの長尺部２の再結晶化の進行程度の指標となる。この大角粒界の比率が２７％以下であることは、再結晶化が十分に抑制されていることを表す。再結晶化が十分に抑制されていることによって、長尺部２の機械的特性が向上する。大角粒界の比率は、ＥＢＳＤ像から得ることができる。

以上のような構成とされた本実施形態のアルミニウム合金鍛造品１ａは、その材料であるアルミニウム合金が上記の合金組成とされているので、鍛造品を製造する際に再結晶化が起こりにくい。このため、過度に粗大な結晶粒が生成しにくい。また、本実施形態のアルミニウム合金製鍛造品１ａの長尺部２の中央部２ａの断面は、粒界を含む２．０μｍ以内にサイズが０．５μｍ以下のＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、且つ結晶方位差１５°以上の大角粒界の比率２７％以下の合金組織を有する。
このため、長尺部２の中央部２ａは、引張特性や疲労特性が高く、靭性に優れ耐衝撃性が向上する。

本実施形態のアルミニウム合金鍛造品１ａは、長尺部２の中央部２ａの強度や耐久性が高く、かつ軽量であるため、自動車などの車両のサスペンションアーム用として有利に使用することができる。

図１に示す本実施形態のアルミニウム合金鍛造品１ａにおいては、一方の連結部４ａは相対的に直径が小さい円柱状で、一方の連結部４ｂは相対的に直径が大きい円柱状とされ、長尺部２は、一方の連結部４ａ側の端辺から他方の連結部４ｂ側の端辺に向けて幅が広くなった形状とされているが、アルミニウム合金鍛造品１ａの形状は、これに限定されるものでない。例えば、アルミニウム合金鍛造品１ａの一方の連結部４ａと他方の連結部４ｂは同じ形状であってもよい。長尺部２の幅は一定であってもよい。また、長尺部２は湾曲した形状であってもよい。連結部４は３個以上形成されていてもよい。

図２は、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の別の一例の平面図である。
図２に示すアルミニウム合金鍛造品１ｂは、３つの連結部４ｃ，４ｄ，４ｅを有する。連結部４ｃと連結部４ｄは長尺部２で接続され、連結部４ｄと連結部４ｅとは、長尺部２よりも相対的に長さが短く短尺部５で接続されている。連結部４ｃには、貫通孔が設けられている。このアルミニウム合金鍛造品１ｂは、例えば、Ｌ型サスペンションアームとして用いることができる。

図３は、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品のさらに別の一例の平面図である。
図３に示すアルミニウム合金鍛造品１ｃは、３つの連結部４ｆ，４ｇ，４ｈを有する。連結部４ｆと連結部４ｇ及び連結部４ｆと連結部４ｈはそれぞれ長尺部２で接続されている。連結部４ｆには、貫通孔が設けられている。このアルミニウム合金鍛造品１ｂは、例えば、Ａ型サスペンションアームとして用いることができる。

本発明の別の実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で０．３以上１．２以下であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率が２７％以下である。
また、本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、常温における衝撃値において、１０Ｊ／ｃｍ^２以上とされている。
Ｆｅ／Ｍｎは、質量比で０．３以上１．０以下とすることができ、また、０．４以上０．８以下とすることができ、また、０．４以上０．７以下とすることができる。

粒界を含む２．０μｍ以内に含まれるＭｎを含む析出物のサイズを例示すると、０．５μｍ以下である。

［アルミニウム合金鍛造品の製造方法］
次に、本実施形態のアルミニウム合金鍛造品の製造方法について説明する。
本実施形態のアルミニウム合金鍛造品の製造方法は、例えば、溶湯形成工程と、鋳造工程と、鍛造工程と、溶体化処理工程と、焼き入れ処理工程と、時効処理工程とを含む。

（溶湯形成工程）
溶湯形成工程は、原料を溶解して組成を調製したアルミニウム合金溶湯を得る工程である。アルミニウム合金溶湯の組成は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、Ｍｎの含有量に対するＦｅの含有量の比Ｆｅ／Ｍｎが質量比で１．４未満であり、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成になるように調整して６０００系アルミニウム合金の溶湯を得る。
Ｆｅ／Ｍｎが質量比で０．３以上１．２以下となるように調整してもよい。

上記組成のアルミニウム合金溶湯を用いてこれ以降の工程を行うことで、再結晶発生がしにくく、常温における機械的特性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のアルミニウム合金鍛造品を得ることができる。なお、アルミニウム新塊とは、鉱物から製造されたアルミナに、電解精錬と呼ばれる電気分解を行うことで得られる濃度９９％以上のアルミニウムである。

アルミニウム合金溶湯は、アルミニウム合金を加熱して溶融させることによって得ることができる。また、アルミニウム合金の原料となる元素の単体若しくは元素を２種以上含む化合物を、目的のアルミニウム合金を生成する割合で含む混合物を溶融させることによって成形してもよい。例えば、鋳造工程で生成させるアルミニウム合金の結晶粒径を制御する目的で、ＴｉやＢをＡｌ－Ｔｉ－Ｂロッドなどの結晶粒微細化材として混合してもよい。

また、アルミニウム合金溶湯の原料として１０００系、２０００系、３０００系、４０００系、５０００系、６０００系、７０００系のアルミニウム合金のスクラップ材を１０％以上使用し、残部がアルミニウム新塊、上記の添加元素であるものを用い、これらを溶解して組成を調製したアルミニウム合金溶湯を得てもよい。この場合、再結晶発生がしにくく常温における機械的特性に優れたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金鍛造品を得ることができる。なお、アルミニウム新塊とは、鉱物から製造されたアルミナに、電解精錬と称される電気分解を行うことで得られる、例えば純度が９９％以上のアルミニウムである。

（鋳造工程）
鋳造工程では、アルミニウム合金の溶湯（液相）を冷却して固体（固相）に凝固させて、アルミニウム合金鋳造品を得る。鋳造工程は、例えば、水平連続鋳造法を用いることができる。

ここで、本実施形態のアルミニウム合金鋳造品の製造に用いることができる水平連続鋳造装置を図４及び図５に示す。
なお、図４は、水平連続鋳造装置１０の鋳型１２付近の一例を示す断面図である。図５は、水平連続鋳造装置１０の冷却水キャビティ２４付近の要部を拡大した断面図である。

図４及び図５に示す水平連続鋳造装置１０は、溶湯受部（タンディッシュ）１１と、中空円筒状の鋳型１２と、この鋳型１２の一端側１２ａと溶湯受部１１との間に配される耐火物製板状体（断熱部材）１３とを有している。

溶湯受部１１は、上記の溶湯形成工程で得られたアルミニウム合金溶湯Ｍを受ける溶湯流入部１１ａ、溶湯保持部１１ｂ、鋳型１２の中空部２１への流出部１１ｃから構成されている。

溶湯受部１１は、アルミニウム合金溶湯Ｍの上液面のレベルを鋳型１２の中空部２１の上面よりも高い位置に維持し、且つ、多連鋳造の場合には、それぞれの鋳型１２にアルミニウム合金溶湯Ｍを安定的に分配するものである。

溶湯受部１１内の溶湯保持部１１ｂに保持されたアルミニウム合金溶湯Ｍは、耐火物製板状体１３に設けられた注湯用通路１３ａから鋳型１２の中空部２１内に注湯される。そして、中空部２１内に供給されたアルミニウム合金溶湯Ｍは、後述する冷却装置２３によって冷却されて固化し、凝固鋳塊であるアルミニウム合金棒Ｂとして、鋳型１２の他端側１２ｂから引き出される。

鋳型１２の他端側１２ｂには、鋳造されたアルミニウム合金棒Ｂを一定速度で引き出す引出駆動装置（図示略）が設置されていればよい。また、連続して引き出されたアルミニウム合金棒Ｂを任意の長さに切断する同調切断機（図示略）が設置されていることも好ましい。

耐火物製板状体１３は、溶湯受部１１と鋳型１２との間の熱移動を遮断する部材であり、例えば、ケイ酸カルシウム、アルミナ、シリカ、アルミナとシリカの混合物、窒化珪素、炭化珪素、グラファイト等の材料で構成されていてもよい。こうした耐火物製板状体１３は、互いに構成材料の異なる複数の層から構成することもできる。

鋳型１２は、本実施形態では中空円筒状の部材であり、例えば、アルミニウム、銅、若しくはそれらの合金から選ばれる１種又は２種以上の組み合わせた材料から形成されている。こうした鋳型１２の材料は、熱伝導性、耐熱性、機械強度の点から最適な組み合わせを選択すればよい。

鋳型１２の中空部２１は、鋳造するアルミニウム合金棒Ｂを円筒棒状にするために断面円形に形成されており、この中空部２１の中心を通る鋳型中心軸（中心軸）Ｃがほぼ水平方向に沿うように鋳型１２が保持されている。

鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａは、アルミニウム合金棒Ｂの鋳造方向（図１を参照）に向けて鋳型中心軸Ｃに対して０°～３°（より好ましくは０°～１°）の仰角で形成されている。すなわち、内周面２１ａは、鋳造方向に向かってコーン状に開いたテーパー状に構成されている。そしてそのテーパーのなす角度が仰角である。

仰角が０°未満では、アルミニウム合金棒Ｂが鋳型１２から引き出される際に、鋳型出口である他端側１２ｂで抵抗を受けるために鋳造が困難になるおそれがある。一方、仰角が３°を越えると、内周面２１ａのアルミニウム合金溶湯Ｍへの接触が不十分になり、アルミニウム合金溶湯Ｍやこれが冷却固化した凝固殻から鋳型１２への抜熱効果が低下することによって凝固が不十分になるおそれがある。その結果、アルミニウム合金棒Ｂの表面に再溶融肌が生じ、又は、アルミニウム合金棒Ｂの端部から未凝固のアルミニウム合金溶湯Ｍが噴出するなどの鋳造トラブルにつながるおそれがあるので好ましくない。

なお、鋳型１２の中空部２１の断面形状（鋳型１２の中空部２１を他端側２１ｂから見たときの平面形状）は、本実施形態の円形以外にも、例えば、三角形や矩形断面形状、多角形、半円、楕円若しくは対称軸や対称面を持たない異形断面形状を有した形状など、鋳造するアルミニウム合金棒の形状に合わせて選択されればよい。

鋳型１２の一端側１２ａには、鋳型１２の中空部２１内に潤滑流体を供給する流体供給管２２が配置されている。流体供給管２２から供給される潤滑流体としては、気体潤滑材、液体潤滑材から選ばれる何れか１種又は２種以上の潤滑流体とすることができる。気体潤滑材と液体潤滑材を両方供給する場合には、それぞれ流体供給管を別々に設けることが好ましい。流体供給管２２から加圧供給された潤滑流体は、環状の潤滑材供給口２２ａを通って鋳型１２の中空部２１内に供給される。

本実施形態では、圧送された潤滑流体が潤滑材供給口２２ａから鋳型１２の内周面２１ａに供給される。なお、液体潤滑材は加熱されて分解気体となって、鋳型１２の内周面２１ａに供給される構成であってもよい。また、潤滑材供給口２２ａに多孔質材料を配して、この多孔質材料を介して潤滑流体を鋳型１２の内周面２１ａに滲出させる構成であってもよい。

鋳型１２の内部には、アルミニウム合金溶湯Ｍを冷却、固化させる冷却手段である冷却装置２３が形成されている。本実施形態の冷却装置２３は、鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａを冷却するための冷却水Ｗを収容する冷却水キャビティ２４と、この冷却水キャビティ２４と鋳型１２の中空部２１とを連通させる冷却水噴射通路２５とを有している。

冷却水キャビティ２４は、鋳型１２の内部で中空部２１の内周面２１ａよりも外側に、中空部２１を取り巻くように環状に形成され、冷却水供給管２６を介して冷却水Ｗが供給される。

鋳型１２は、冷却水キャビティ２４に収容される冷却水Ｗによって内周面２１ａが冷却されることにより、鋳型１２の中空部２１内に充満したアルミニウム合金溶湯Ｍの熱を鋳型１２の内周面２１ａに接触する面から奪って、アルミニウム合金溶湯Ｍの表面に凝固殻を形成させる。

また、冷却水噴射通路２５は、中空部２１に臨むシャワー開口２５ａから、鋳型１２の他端側１２ｂにおいてアルミニウム合金棒Ｂに向けて直接、冷却水Ｗを当ててアルミニウム合金棒Ｂを冷却する。こうした冷却水噴射通路２５の縦断面形状は、本実施形態の円状以外にも、例えば、半円、洋ナシ形状、馬蹄形状であってもよい。

なお、本実施形態では、冷却水供給管２６を介して供給される冷却水Ｗを、先ず冷却水キャビティ２４に収容して鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａの冷却を行い、更に冷却水キャビティ２４の冷却水Ｗを冷却水噴射通路２５からアルミニウム合金棒Ｂに向けて噴射しているが、これらをそれぞれ別系統の冷却水供給管によって供給する構成にすることもできる。

冷却水噴射通路２５のシャワー開口２５ａの中心軸の延長線が、鋳造されたアルミニウム合金棒Ｂの表面に当る位置から、鋳型１２と耐火物製板状体１３との接触面までの長さを有効モールド長Ｌと称し、この有効モールド長Ｌは、例えば、１０ｍｍ以上４０ｍｍ以下であるのが好ましい。この有効モールド長Ｌが、１０ｍｍ未満では、良好な皮膜が形成されない等から鋳造不可となり、４０ｍｍを超えると、強制冷却の効果が低くなり、鋳型壁による凝固が支配的になって、鋳型１２とアルミニウム合金溶湯Ｍ又はアルミニウム合金棒Ｂとの接触抵抗が大きくなって、鋳肌に割れが生じたり、鋳型内部で千切れたりする等、鋳造が不安定になるおそれがあるので好ましくない。

これら冷却水キャビティ２４への冷却水Ｗの供給や、冷却水噴射通路２５のシャワー開口２５ａからの冷却水Ｗの噴射は、制御装置（図示略）からの制御信号によってそれぞれ動作を制御できることが好ましい。

冷却水キャビティ２４は、鋳型１２の中空部２１寄りの内底面２４ａが、鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａに対して、互いに平行面になるように形成されている。

なお、ここでいう平行とは、冷却水キャビティ２４の内底面２４ａに対して、鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａが０°～３°の仰角で形成されている場合、すなわち、内底面２４ａが内周面２１ａに対して０°を超えて３°まで傾斜している場合も含む。

図４に示すように、こうした冷却水キャビティ２４の内底面２４ａと鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａとが対向する部分である鋳型１２の冷却壁部２７は、中空部２１のアルミニウム合金溶湯Ｍから冷却水キャビティ２４の冷却水Ｗに向かう単位面積当たりの熱流束値が１０×１０^５Ｗ／ｍ^２以上、５０×１０^５Ｗ／ｍ^２以下の範囲内になるように形成されている。

こうした鋳型１２の冷却壁部２７の厚みｔ、即ち冷却水キャビティ２４の内底面２４ａと鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａとの間隔が、例えば、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下、好ましくは０．５ｍｍ以上２．５ｍｍ以下の範囲内になるように鋳型１２が形成されていればよい。また、鋳型１２の少なくとも冷却壁部２７の熱伝導率が１００Ｗ／ｍ・Ｋ以上４００Ｗ／ｍ・Ｋ以下の範囲内になるように、鋳型１２の形成材料が選択されればよい。

図４において、溶湯受部１１中のアルミニウム合金溶湯Ｍは、耐火物製板状体１３を経て鋳型中心軸Ｃがほぼ水平になるように保持された鋳型１２の一端側１２ａから供給され、鋳型１２の他端側１２ｂで強制冷却されてアルミニウム合金棒Ｂとなる。

アルミニウム合金棒Ｂは、鋳型１２の他端側１２ｂ近くに設置された引出駆動装置（図示略）によって一定速度で引き出されるため、連続的に鋳造されて長尺のアルミニウム合金棒Ｂが形成される。引き出されたアルミニウム合金棒Ｂは、例えば、同調切断機（図示略）によって所望の長さに切断される。

なお、鋳造されたアルミニウム合金棒Ｂの組成比は、例えば、「ＪＩＳ Ｈ １３０５」に記載されているような光電測光式発光分光分析装置（装置例：日本島津製作所製ＰＤＡ－５５００）による方法で確認できる。

溶湯受部１１内に貯留されたアルミニウム合金溶湯Ｍの液面レベルの高さと、鋳型１２の上側の内周面２１ａとの高さの差は、０ｍｍ～２５０ｍｍ（より好ましくは５０ｍｍ～１７０ｍｍ。）とするのが好ましい。こうした範囲にすることで、鋳型１２内に供給されるアルミニウム合金溶湯Ｍの圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスするために鋳造性が安定する。

液体潤滑材は、潤滑油である植物油を用いることができる。例えば、菜種油、ひまし油、サラダ油を挙げることができる。これらは環境への悪影響が小さいので好ましい。

潤滑油供給量は０．０５ｍＬ／分～５ｍＬ／分（より好ましくは０．１ｍＬ／分以上、１ｍＬ／分以下。）であるのが好ましい。供給量が過少だと、潤滑不足によってアルミニウム合金棒Ｂのアルミニウム合金溶湯Ｍが固まらずに鋳型１２から漏れるおそれがある。
供給量が過多であると、余剰分がアルミニウム合金棒Ｂ中に混入して内部欠陥となるおそれがある。

鋳型１２からアルミニウム合金棒Ｂを引き抜く速度である鋳造速度は、２００ｍｍ／分以上、１５００ｍｍ／分以下（より好ましくは４００ｍｍ／分以上、１０００ｍｍ／分以下。）であるのが好ましい。それは、この範囲内の鋳造速度であれば、鋳造で形成される晶出物のネットワーク組織が均一微細となり、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する抵抗が増し、高温機械的強度が向上するためである。

冷却水噴射通路２５のシャワー開口２５ａから噴射される冷却水量は、鋳型当り１０Ｌ／分以上、５０Ｌ／分以下（より好ましくは２５Ｌ／分以上、４０Ｌ／分以下。）であるのが好ましい。冷却水量がこれよりも少ないと、アルミニウム合金溶湯Ｍが固まらずに鋳型１２から漏れるおそれがある。また、鋳造したアルミニウム合金棒Ｂの表面が再溶融して不均一な組織が形成され、内部欠陥として残存するおそれがある。一方、冷却水量がこの範囲よりも多い場合、鋳型１２の抜熱が大き過ぎて途中で凝固してしまうおそれがある。

溶湯受部１１内から鋳型１２へ流入するアルミニウム合金溶湯Ｍの平均温度は、例えば、６５０℃以上、７５０℃以下（より好ましくは６８０℃以上、７２０℃以下。）であるのが好ましい。アルミニウム合金溶湯Ｍの温度が低すぎると、鋳型１２及びその手前で粗大な晶出物を形成してアルミニウム合金棒Ｂの内部に内部欠陥として取り込まれるおそれがある。一方、アルミニウム合金溶湯Ｍの温度が高すぎると、アルミニウム合金溶湯Ｍ中に大量の水素ガスが取り込まれやすく、アルミニウム合金棒Ｂ中にポロシティーとして取り込まれ、内部の空洞となるおそれがある。

そして、鋳型１２の冷却壁部２７において、中空部２１のアルミニウム合金溶湯Ｍから冷却水キャビティ２４の冷却水Ｗに向かう単位面積当たりの熱流束値は、１０×１０^５Ｗ／ｍ^２以上５０×１０^５Ｗ／ｍ^２以下の範囲内にすることによって、アルミニウム合金棒Ｂの焼き付きが発生することを防止できる。

鋳型１２の冷却壁部２７は、アルミニウム合金溶湯Ｍからの抜熱によって熱を受け、この熱を冷却水キャビティ２４に収容される冷却水Ｗで冷却することで熱交換を行っているが、この熱交換の状態について、図６に示す説明図のように、単位面積あたりの熱流束に着目した。単位面積あたりの熱流束は、フーリエの法則にて以下の式（１）で表される。
Ｑ＝－ｋ×（Ｔ１－Ｔ２）／Ｌ・・・（１）
Ｑ：熱流束
ｋ：熱を通過する箇所（本実施形態では鋳型１２の冷却壁部２７）の熱伝導率（Ｗ／ｍ・Ｋ）
Ｔ１：熱が通過する箇所の低温側温度（本実施形態では冷却水キャビティ２４の内底面２４ａ）
Ｔ２：熱が通過する箇所の高温側温度（本実施形態では鋳型１２の中空部２１の内周面２１ａ）
Ｌ：熱が通過する箇所の区間長さ（ｍｍ）（本実施形態では鋳型１２の冷却壁部２７の厚みｔ）

鋳造時に潤滑油量を減らしても良好な結果が得られた鋳型材質、厚み、測温データに基づいて、単位面積当たりの熱流束値が１０×１０^５Ｗ／ｍ^２以上になるように鋳型１２の冷却壁部２７を構成することで、鋳造したアルミニウム合金棒Ｂの焼き付きを防止することができる。また、単位面積当たりの熱流束値が５０×１０^５Ｗ／ｍ^２以下にすることが好ましい。

鋳型１２の冷却壁部２７をこうした熱流束値の範囲にするために、鋳型１２の冷却壁部２７の厚みｔを例えば、０．５ｍｍ以上、３．０ｍｍ以下の範囲になるように鋳型１２を形成すればよい。また、鋳型１２の少なくとも冷却壁部２７の熱伝導率を１００Ｗ／ｍ・Ｋ以上、４００Ｗ／ｍ・Ｋ以下の範囲にすればよい。

本実施形態のアルミニウム合金棒Ｂを製造する際には、上述した水平連続鋳造装置１０を用いて、溶湯受部１１内に貯留されたアルミニウム合金溶湯Ｍを、鋳型１２の一端側１２ａから中空部２１内に連続して供給する。また、冷却水キャビティ２４に冷却水Ｗを供給すると共に、流体供給管２２から潤滑流体、例えば潤滑油を供給する。

そして、中空部２１内に供給されたアルミニウム合金溶湯Ｍを、冷却壁部２７における単位面積当たりの熱流束値が１０×１０^５Ｗ／ｍ^２以上の条件で冷却、凝固させてアルミニウム合金棒Ｂを鋳造する。また、アルミニウム合金棒Ｂを鋳造時において、冷却水Ｗによって冷却される鋳型１２の冷却壁部２７の壁面温度を１００℃以下にすることが好ましい。

こうして得られるアルミニウム合金棒Ｂは、冷却壁部２７における単位面積当たりの熱流束値が１０×１０^５Ｗ／ｍ^２以上の条件で冷却、凝固させることによって、潤滑油のガスとアルミニウム合金溶湯Ｍとの接触による反応生成物、例えば炭化物の固着が抑制される。これにより、アルミニウム合金棒Ｂの表面の炭化物等を切削除去する必要がなく、高収率でアルミニウム合金棒Ｂを製造することができる。

アルミニウム合金溶湯Ｍから鋳造品を得る鋳造工程は、上述の水平連続鋳造法に限定されるものではなく、垂直連続鋳造法など公知の連続鋳造法を用いることができる。垂直連続鋳造法は、アルミニウム合金溶湯Ｍのモールド（鋳型１２）への供給方式によってフロート法やホットトップ法に分類されるが、以下では、ホットトップ法を用いる場合について簡単に説明する。

ホットトップ法に用いられる鋳造装置は、モールド、溶湯受容器（ヘッダー）等を備えている。溶湯受部へ供給された溶湯は、出湯口を通り、ヘッダーを通ることで流速を調整され、ほぼ水平に設置された筒状鋳型内に入り、ここで強制冷却されて溶湯の外表面に凝固殻が形成される。

さらに、鋳型から引き出された鋳造品に冷却水が直接放射され、鋳造品内部まで金属の凝固が進行しつつ鋳造品が連続的に引き出される。一般的にモールドは熱伝導性の良い金属部材が用いられ、内部に冷媒を導入するための中空構造を有している。

使用する冷媒は、工業的に利用可能なものから適宜選べばよいが、利用しやすさの観点から水が推奨される。

本実施形態で使用するモールドは、溶湯との接触部における伝熱性能及び耐久性の観点から銅やアルミニウムなどの金属、若しくはグラファイトから適宜選択する。ヘッダーは、一般に耐火物製であり、モールドの上側に設置されている。ヘッダーの材料やサイズは鋳造する合金の成分範囲や鋳造品の寸法によって適宜選択すればよく、特に制約されるものではない。

鋳造時の平均冷却速度は、例えば１０～３００℃／秒などの一般的に推奨される範囲から適宜選定すればよい。鋳造速度は水平連続鋳造において一般的な範囲から適宜選択すればよく、例えば２００～６００ｍｍ／分の範囲から適宜選定すればよい。

以上に記載した鋳造方法によって、中型～大型の鋳造品であっても、均一な金属組織が得られるようになる。対象とする鋳造品の直径は特に制限されるものでなく、直径３０～１００ｍｍの棒材に対して好適に用いられる。

（鍛造工程）
鍛造工程は、鋳造後のアルミニウム合金鋳造品を所定のサイズに切断して、得られた鍛造用素材を所定の温度に加熱し、その後プレス機で圧力をかけて金型成型する工程である。本実施形態では、従来、鋳造後に偏析除去のために実施していた均質化処理を施さずに鍛造加工を実施する。そのため均質化処理でおこなっていた偏析除去を鍛造時素材加熱で実施する必要があるため、加熱は５００℃以上、融点以下の温度で素材加熱を実施する必要がある。その後鍛造加工を行って鍛造品（例えば自動車のサスペンションアーム部品等）を得る。鍛造時素材加熱温度が５００℃未満になると合金組織中のＡｌＦｅＳｉ系、Ｍｇ_２Ｓｉ系等の化合物が偏析した状態で残存し、変形抵抗が高くなって十分な加工ができなくなる、及び割れが発生する。また融点温度を超えると共晶融解等の欠陥が発生し易くなる。

（溶体化処理工程）
溶体化処理工程は、鍛造工程で得られた鍛造品を加熱して溶体化させることにより、鍛造工程で導入された歪みを緩和し、溶質元素の固溶を行う工程である。

本実施形態では、鍛造品を５３０℃以上、５６０℃以下の処理温度で０．３以上、３時間以下で保持することにより溶体化処理を行う。室温から上述した処理温度までの昇温速度は、５．０℃／分以上であることが好ましい。処理温度が５３０℃未満であると、溶質元素の固溶が不十分となるおそれがある。一方、５６０℃を超えると、溶質元素の固溶がより促進されるものの、共晶融解や再結晶が生じ易くなるおそれがある。また、昇温速度が５．０℃／分未満である場合は、Ｍｇ_２Ｓｉが粗大析出するおそれがある。一方、処理温度が５３０℃未満である場合は、溶体化が進まず時効析出による高強度化を実現しにくくなるおそれがある。

（焼き入れ処理工程）
焼き入れ処理工程は、溶体化処理工程によって得られた固溶状態の鍛造品を急速に冷却せしめて、過飽和固溶体を形成する工程である。

本実施形態では、水（焼き入れ水）が貯留された水槽に鍛造品を投入して、鍛造品を水没させることによって焼き入れ処理を行う。水槽内の水温は、２０℃以上、６０℃以下であることが好ましい。鍛造品の水槽への投入は、溶体化処理後に５秒以上、６０秒以下で鍛造品の全ての表面が水に接触するように行うことが好ましい。鍛造品の水没時間は、鋳造品のサイズによっても異なるが、例えば、１分を超え３０分以内の間である。

（時効処理工程）
時効処理工程は、鍛造品を比較的低温で加熱保持し過飽和に固溶した元素を析出させて、適度な硬さを付与する工程である。

本実施形態では、焼き入れ処理工程後の鍛造品に１７０℃以上、２１０℃以下の温度に加熱し、その温度で０．５時間以上、７時間以下で保持することにより時効処理を行う。処理温度が１７０℃未満、若しくは保持時間が０．５時間未満では、引張強度を向上させるＭｇ_２Ｓｉ系析出物が十分に成長できなくなるおそれがある。一方、処理温度が１９０℃を超える場合、若しくは保持時間が７時間を超える場合、Ｍｇ_２Ｓｉ系析出物が粗大になり過ぎて引張強度を十分に向上させることができなくなるおそれがある。

本発明の別の実施形態のアルミニウム合金鍛造品の製造方法は、上記鋳造工程と上記鍛造工程との間に、アルミニウム合金鋳造品を、３７０℃以上５６０℃以下の温度範囲で２時間以上１０時間以下保持して均質化熱処理を行う均質化熱処理工程を更に有する。
この実施形態のアルミニウム合金鍛造品の製造方法は、上記実施形態のアルミニウム合金鍛造品の製造方法とは、均質化熱処理工程を有する点が異なる。

次に、本発明の具体的実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに特に限定されるものではない。

［実施例１～８及び比較例１～３］
（連続鋳造品の作製）
先ず、下記の表１に示す合金組成（残部はアルミニウム）のアルミニウム合金を用意した。用意したアルミニウム合金を用いて、直径８２ｍｍの断面円形の連続鋳造品を作製した。

（アルミニウム合金鍛造品の製造）
次に、得られた連続鋳造品に対して、均質化熱処理工程（比較例１～３のみ）、鍛造加工工程、溶体化処理工程、焼き入れ処理工程、人工時効処理工程をこの順で行って、図１に示す形状のアルミニウム合金鍛造品１ａを得た。均質化熱処理工程（比較例１～３のみ）、鍛造加工工程、溶体化処理工程、焼き入れ処理工程、人工時効処理工程の条件を下記の表２に示す。

［評価］
以上のようにして得られた実施例１～８及び比較例１～３のアルミニウム合金鍛造品１ａにおける、長尺部２の長さ方向の中央部２ａについて、下記の評価を行った。長尺部２の中央部２ａの評価結果を下記の表３に示す。

＜Ｆｅ／Ｍｎ＞
Ｆｅ／Ｍｎは実施例が０．３以上１．２以下、比較例が１．２超えとなるように調整した。
「〇」・・・０．３以上１．２以下である。
「×」・・・１．２超えである。

＜導電率（％ＩＡＣＳ）＞
得られた連続鋳造品の導電率は、室温にて測定した。
（判定基準）
「〇」・・・２５％ＩＡＣＳ以上３５％ＩＡＣＳ以下である。
「×」・・・２５％ＩＡＣＳ未満、または、３５％ＩＡＣＳ超えである。

＜ロックウェル硬さ（ＨＲＦ）＞
得られた連続鋳造品のロックウェル硬さ（ＨＲＦ）は、ＪＩＳＺ２２４５：２０１６の「ロックウェル硬さ試験－試験方法」に準拠して測定した。
（判定基準）
「〇」・・・６２以上８２以下である。
「×」・・・６２未満、または、８２超えである。

＜機械的特性（衝撃特性）評価＞
アルミニウム合金製鍛造品１ａの長尺部２の中央部２ａを、図７に示すように切断して、機械的特性（衝撃特性）評価用試験片の作製用の角柱体を採取した。得られた角柱体を加工して、図８に示す円柱状の機械的特性評価用試験片を作製した。機械的特性評価用試験片の平行部直径Ａは８．０ｍｍ、標点間距離Ｇは３０．０ｍｍとした。機械的特性評価用試験片について、常温（２５℃）でＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行うことによって、衝撃値を測定した。得られた衝撃値を、下記の判定基準に基づいて評価した。
（判定基準）
「〇」・・・常温で衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上である。
「×」・・・常温で衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２未満である。

＜微細化評価、再結晶・結晶粗大化評価＞
アルミニウム合金鍛造品１ａの長尺部２の中央部２ａを、中央部２ａの表面に対して垂直方向に切断して、微細化評価用試験片の作製用の板状体（厚さ２ｍｍ）を採取した。得られた板状体を７ｍｍ角に切断して、７ｍｍ×７ｍｍ×厚さ２ｍｍの微細化評価用の試験片とした。採取した微細化評価用の試験片の表面（中央部２ａの断面）について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（走査型電子顕微鏡－電子線後方散乱回折装置）を用いて、３．０μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ系化合物の数、及び、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率を測定した。得られた３．０μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ系化合物の数、及び、大角粒界の比率をそれぞれ下記の基準に基づいて判定して、結晶粒子の微細化及び再結晶・結晶粗大化を評価した。なお、ＳＥＭ－ＥＢＳＤの測定条件は、加速電圧を１５ｋＶ、測定ピッチを０．５μｍ／ｐｘ、解析領域を５００×５００μｍ^２、粒界定義角を１５゜とした。
（判定基準）
（３．０μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ系化合物の数の判定基準）
「Ｏ」・・・無い場合（０個）。
「×」・・・有る場合。
（大角粒界の比率の判定基準）
「Ｏ」・・・２７％以下である。
「×」・・・２７％超えである。

＜アルミニウム合金鍛造品におけるＭｎ系を含む析出物の数密度測定法＞
また、各アルミニウム合金鍛造品についてＦＥ―ＳＥＭ装置（電界放出型走査電子顕微鏡装置）を用いて、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含む析出物の数密度測定を行った。なお、アルミニウム合金鍛造品１ａの長尺部２の中央部２ａより約１０ｍｍ×横１０ｍｍ×厚さ１０ｍｍの大きさの組織観察用サンプル片を切り出し、このサンプル片を断面試料作製装置（Ｃｒｏｓｓ ｓｅｃｔｉｏｎ ｐｏｌｉｓｈｅｒ）を用いて研磨した。そして、この研磨後のサンプル片のＦＥ－ＳＥＭ写真（電界放出型走査電子顕微鏡写真）を撮影し、このＳＥＭ写真における視野面積１．５８１５ｍｍ^２の範囲において、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含む析出物の数密度を求め、以下の判定基準で数密度を評価した。
（数密度の判定基準）
「Ｏ」・・・４個／μｍ^２以上である。
「×」・・・４個／μｍ^２以下である。

＜総合評価＞
Ｆｅ／Ｍｎ比、導電率、ロックウェル硬さ、衝撃特性、３．０μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ系化合物の数、ＡｌＭｎ系化合物の数密度、結晶方位差１５°以上の大角粒界の比率の７つの評価結果を、下記の判定基準に基づいて評価した。
（判定基準）
「Ｏ」・・・７つの評価の全てが「Ｏ」である。
「×」・・・７つの評価のうち１つ以上が「×」である。

１０…水平連続鋳造装置
１１…溶湯受部（タンディッシュ）
１１ａ…溶湯流入部
１１ｂ…溶湯保持部
１１ｃ…流出部
１２…鋳型
１２ａ…一端側
１２ｂ…他端側
１３…耐火物製板状体（断熱部材）
１３ａ…注湯用通路
２１…中空部
２１ａ…内周面
２１ｂ…他端側
２２…流体供給管
２２ａ…潤滑材供給口
２３…冷却装置
２４…冷却水キャビティ
２４ａ…内底面
２５…冷却水噴射通路
２５ａ…シャワー開口
２６…冷却水供給管
２７…冷却壁部
Ｂ…アルミニウム合金棒
Ｍ…合金溶湯
Ｗ…冷却水
１００…アルミニウム合金鍛造品

Claims (2)

1. Ｃｕを０．２５質量％以上０．５５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．６０質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．９０質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．３５質量％以上０．６０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．０５０質量％以上０．３０質量％以下の範囲内、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下の範囲内、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内、Ｚｒを０．００１０質量％以上０．０５０質量％以下の範囲内で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するアルミニウム合金から構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、粒界を含む２．０μｍ以内にＭｎを含有する析出物の数密度が４個／μｍ^２以上含まれており、結晶方位差１５゜以上の大角粒界の比率が２７％以下であり、かつ、常温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ^２以上である、アルミニウム合金鍛造品の製造方法であって、
   前記アルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成工程と、
   前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造品を得る鋳造工程と、
   前記鋳造品を５００℃～融点以下の温度で素材加熱し塑性加工を施して鍛造品を得る鍛造工程と、
   前記得られた鍛造品に２０℃～５００℃までの昇温速度が５．０℃／ｍｉｎ以上で昇温し、５３０～５６０℃で０．３～３時間以内で保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
   前記溶体化処理の後５～６０秒以内に前記鍛造品の全ての表面が焼き入れ水に接触し、１分を超え、４０分以内水槽内で焼き入れする焼き入れ工程と、
   前記焼き入れ処理工程を経た鍛造品に１８０℃～２２０℃の温度で０．５時間～８時間加熱して時効処理を行う時効処理工程と、を有し、
   前記鋳造工程と前記鍛造工程との間に均質化熱処理を行う均質化熱処理工程を有しない、アルミニウム合金鍛造品の製造方法。
2. 前記析出物のサイズが０．５μｍ以下である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品の製造方法。