(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】P2024093727
(43)【公開日】2024-07-09
(54)【発明の名称】アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/06 20060101AFI20240702BHJP
C22F 1/047 20060101ALI20240702BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240702BHJP
【ＦＩ】
C22C21/06
C22F1/047
C22F1/00 602
C22F1/00 624
C22F1/00 630A
C22F1/00 631A
C22F1/00 681
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 691A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692Z
C22F1/00 694B
【審査請求】未請求
【請求項の数】6
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022210281
(22)【出願日】2022-12-27
(71)【出願人】
【識別番号】000004455
【氏名又は名称】株式会社レゾナック
(74)【代理人】
【識別番号】100141139
【弁理士】
【氏名又は名称】及川 周
(74)【代理人】
【識別番号】100163496
【弁理士】
【氏名又は名称】荒 則彦
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100137017
【弁理士】
【氏名又は名称】眞島 竜一郎
(72)【発明者】
【氏名】荒山 卓也
(57)【要約】
【課題】より優れた機械的特性を有するアルミニウム合金鍛造品を提供することである。
【解決手段】本発明のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下、Ｚｎを０．２５質量％以下、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５質量％以下、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下で含有し、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るアルミニウム合金鍛造品で、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２～１０ｎｍのものが存在する。
【選択図】図３
【解決手段】本発明のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下、Ｚｎを０．２５質量％以下、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５質量％以下、Ｔｉを０．０１質量％以上０．１質量％以下、Ｂを０．００１０質量％以上０．０３０質量％以下で含有し、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るアルミニウム合金鍛造品で、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２～１０ｎｍのものが存在する。
【選択図】図３
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５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％以下の範囲内で含有し、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構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、
透過型電子顕微鏡によってＡｌ母相に対して＜１００＞入射で観察した際に観察される金属間化合物からなる析出物として、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２～１０ｎｍのものが存在する、アルミニウム合金鍛造品。
透過型電子顕微鏡によってＡｌ母相に対して＜１００＞入射で観察した際に観察される金属間化合物からなる析出物として、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２～１０ｎｍのものが存在する、アルミニウム合金鍛造品。
【請求項2】
前記Ｃ相の析出物の前記外周の外側の、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列と隣接する格子位置にはＣｕ以外の原子が配置する、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
【請求項3】
前記析出物の内部に含まれるＣｕ原子列数（ｎｉ）に対する、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列数（Ｎｉ）の比（Ｎｉ／ｎｉ）が１以上である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
【請求項4】
前記析出物において、前記外周に配置するＣｕ原子列のうち、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するものが７０％以上である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
【請求項5】
サスペンションアーム用である、請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
【請求項6】
請求項１～５に記載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鍛造品と同じ合金組成のアルミニウム合金溶湯を形成する合金溶湯形成工程と、
前記合金溶湯形成工程で得られたアルミニウム合金溶湯を冷却し凝固してアルミニウム合金鋳造品を形成する鋳造工程と、
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と、
前記均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳造品に、加熱温度４５０℃以上５６０℃以下の温度で鍛造加工を行う鍛造工程と、
前記鍛造工程で得られた鍛造品に、５３０℃以上５６０℃以下の処理温度で０．３時間以上３時間以下保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程後５秒以上６０秒以下の範囲内に鍛造品の全ての表面を焼き入れ水に接触させ、１分以上３０分以下の間、水槽内で焼き入れを行う焼き入れ処理工程と、
前記焼き入れ処理工程後の鍛造品に１７０℃以上２１０℃以下の加熱温度で０．５時間以上７時間以下の間、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。
前記アルミニウム合金鍛造品と同じ合金組成のアルミニウム合金溶湯を形成する合金溶湯形成工程と、
前記合金溶湯形成工程で得られたアルミニウム合金溶湯を冷却し凝固してアルミニウム合金鋳造品を形成する鋳造工程と、
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と、
前記均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳造品に、加熱温度４５０℃以上５６０℃以下の温度で鍛造加工を行う鍛造工程と、
前記鍛造工程で得られた鍛造品に、５３０℃以上５６０℃以下の処理温度で０．３時間以上３時間以下保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、
前記溶体化処理工程後５秒以上６０秒以下の範囲内に鍛造品の全ての表面を焼き入れ水に接触させ、１分以上３０分以下の間、水槽内で焼き入れを行う焼き入れ処理工程と、
前記焼き入れ処理工程後の鍛造品に１７０℃以上２１０℃以下の加熱温度で０．５時間以上７時間以下の間、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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
６０００系アルミニウム合金は、強度及び耐食性が良好なため、船舶、車両、陸上構造物、建築、ガードレール、家電製品、バスバー、電線、機械、自動車部品などといった構造体用の材料として好適に用いられている。近年、車両や自動車部品といった自動車用のアルミニウム合金鍛造材については、車重を軽くして燃費向上を図るなどの理由から、軽量化が強く望まれている。軽量化のためには素材自身の高強度化が必要であり、そのような素材開発が強く望まれていた。
【0003】
一般に知られている金属の強化機構の中で、６０００系アルミニウム合金の場合には析出強化が主要な役割を果たす。溶体化処理後によって過飽和固溶体を形成させた後に低温焼戻し（人工時効処理）を行うことでナノサイズの化合物粒子を母相に微細析出させ、母相中の転位運動を阻害させることで母相自身が強化される。６０００系アルミニウム合金の析出強化をより高める手法としてはＣｕ添加がよく知られており、Ｃｕが析出物に含まれることによって析出物の微細分散化に寄与することが知られている（非特許文献１）。
【0004】
また、Ｃｕ添加された６０００系アルミニウム合金においては、人工時効の過程でＱ’相やＣ相をはじめとする多種多様な準安定相が現れることが明らかとなっている（非特許文献２）。これらの析出物の原子構造および分散状態を高度に制御することで母材強度や耐食性を向上させようと、様々な取り組みがなされてきた（例えば特許公報１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特許第６４４５９５８号公報
【非特許文献】
【0006】
【非特許文献1】阿部晴彦，小松伸也，池田勝彦，櫻井健夫：「Al-1%Mg2Si合金の473 K時効挙動に及ぼす銅添加の影響の比抵抗法による検討」，軽金属，52 (2002)，179-184．
【非特許文献2】Takeshi Saito, Eva A. Mortsell, Sigurd Wenner, Calin D. Marioara, Sigmund J. Andersen, Jesper Friis, Kenji Matsuda, and Randi Holmestad: “Atomic Structures of Precipitates in Al-Mg-Si Alloys with Small Additions of Other Elements”, Advanced Engineering Materials, 20 (2018), 1800125.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
近年のＣＯ２排出量の削減の観点より、自動車の軽量化が求められている中、アルミニウムの需要は増加傾向にある。但し、鉄鋼材からの代替としては更なる高強度化が必要となる。
【0008】
本発明は、上記に事情に鑑みてなされたものであって、人工時効処理によって形成される析出物の構造を従来以上に高度に制御して、より優れた機械的特性を有する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。
【課題を解決するための手段】
【0009】
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。
【0010】
本発明の態様１は、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５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％以下の範囲内で含有し、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構成されるアルミニウム合金鍛造品であって、透過型電子顕微鏡によってＡｌ母相に対して＜１００＞入射で観察した際に観察される金属間化合物からなる析出物として、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２～１０ｎｍのものが存在する、アルミニウム合金鍛造品である。
【0011】
本発明の態様２は、態様１のアルミニウム合金鍛造品において、Ｃ相の析出物の前記外周の外側の、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列と隣接する格子位置にはＣｕ以外の原子が配置する。
【0012】
本発明の態様３は、態様１又は２のアルミニウム合金鍛造品において、前記析出物の内部に含まれるＣｕ原子列数（ｎｉ）に対する、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列数（Ｎｉ）の比（Ｎｉ／ｎｉ）が１以上である。
【0013】
本発明の態様４は、態様１から態様３のいずれか一つのアルミニウム合金鍛造品において、前記析出物において、前記外周に配置するＣｕ原子列のうち、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するものが７０％以上である。
【0014】
本発明の態様５は、態様１から態様４のいずれか一つのアルミニウム合金鍛造品がサスペンションアーム用である。
【0015】
本発明の態様５は、態様１から態様５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鍛造品と同じ合金組成のアルミニウム合金溶湯を形成する合金溶湯形成工程と、前記合金溶湯形成工程で得られたアルミニウム合金溶湯を冷却し凝固してアルミニウム合金鋳造品を形成する鋳造工程と、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と、前記均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳造品に、加熱温度４５０℃以上５６０℃以下の温度で鍛造加工を行う鍛造工程と、前記鍛造工程で得られた鍛造品に、５３０℃以上５６０℃以下の処理温度で０．３時間以上３時間以下保持する溶体化処理を行う溶体化処理工程と、前記溶体化処理工程後５秒以上６０秒以下の範囲内に鍛造品の全ての表面を焼き入れ水に接触させ、１分以上３０分以下の間、水槽内で焼き入れを行う焼き入れ処理工程と、前記焼き入れ処理工程後の鍛造品に１７０℃以上２１０℃以下の加熱温度で０．５時間以上７時間以下の間、時効処理を行う時効処理工程と、を有する。
【発明の効果】
【0016】
本発明によれば、人工時効処理によって形成される析出物の構造を従来以上に高度に制御して、より優れた機械的特性を有するアルミニウム合金鍛造品を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0017】
【図1】本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の一部において、Ｃｕ原子列の配列の様子を模式的に示す斜視模式図である。
【図2】ＴＥＭ像における析出物の典型的な形状及びその原子列配置を模式的に示す平面模式図である。
【図3】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平面図である。
【図4】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6】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。
【図7】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。
【図8】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。
【発明を実施するための形態】
【0018】
以下、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品について図を適宜参照しながら詳細に説明する。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は実際とは異なっていることがある。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、本発明はそれらに限定されるものではなく、本発明の効果を奏する範囲で適宜変更して実施することが可能である。
【0019】
［アルミニウム合金鍛造品］
図１に、本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の一部において、Ｃｕ原子列の配列の様子を模式的に示す斜視模式図である。図中の各円はＣｕ原子に対応し、＜１００＞方向に並んだＣｕ原子の列がＣｕ原子列であり、図１には１０個のＣｕ原子列を示している。図１において、観察面である（１００）面に配置するＣｕ原子に模様を付している。図２は、ＴＥＭ像における析出物の典型的な形状（左図）及びその原子列配置を模式的に示す平面模式図である。
図１に、本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品の一部において、Ｃｕ原子列の配列の様子を模式的に示す斜視模式図である。図中の各円はＣｕ原子に対応し、＜１００＞方向に並んだＣｕ原子の列がＣｕ原子列であり、図１には１０個のＣｕ原子列を示している。図１において、観察面である（１００）面に配置するＣｕ原子に模様を付している。図２は、ＴＥＭ像における析出物の典型的な形状（左図）及びその原子列配置を模式的に示す平面模式図である。
【0020】
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品であって、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５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％以下の範囲内で含有し、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構成されている。
【0021】
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品は、透過型電子顕微鏡によってＡｌ母相に対して＜１００＞入射で観察した際に観察される金属間化合物からなる析出物Ｓｅｇの中に、Ｃ相の析出物及びβ’’相の析出物が含まれている。Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が２ｎｍ以上１０ｎｍ以下のものが１０％以上含まれていることが好ましい。後述するように、実施例は、Ｃ相の析出物が引張強さ及び０．２％耐力を向上させることを示唆しているからである。
【0022】
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品は、透過型電子顕微鏡によってＡｌ母相に対して＜１００＞入射で観察した際に観察される金属間化合物からなる析出物Ｓｅｇとして、化学組成としてＭｇ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｕのうちのいずれか２種以上の元素を含み、かつ析出物Ｓｅｇの外周に複数のＣｕ原子列を有し、外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔が１０ｎｍ以下であるものが含まれていることが好ましく、７ｎｍ以下であるものが含まれていることがより好ましく、５ｎｍ以下であるものが含まれていることがさらに好ましく、３ｎｍ以下であるものが含まれていることがもっと好ましい。
例えば、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列間の平均間隔が１０ｎｍ以下であるものが含まれていることが好ましい。
ここで、本明細書において、「透過型電子顕微鏡」には、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）も含む。
例えば、Ｃ相の析出物の外周に複数のＣｕ原子列を有し、前記外周に配置する前記Ｃｕ原子列間の平均間隔が１０ｎｍ以下であるものが含まれていることが好ましい。
ここで、本明細書において、「透過型電子顕微鏡」には、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）も含む。
【0023】
本明細書において、「析出物」の範囲（析出物の内部及び外周に含まれる原子列と含まれない原子列との境界）は例えば、透過型電子顕微鏡法（ＴＥＭ）で得られたＴＥＭ像によって確定することができる。Ａｌ母相また、ＴＥＭ以外でも、原子番号（Ｚ）に依存したコントラストが得られる高角度散乱環状暗視野法（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）で得られたＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像（以下、単に「ＳＴＥＭ像」という。）や、ＳＴＥＭでの電子線走査にエネルギー分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＳ）を組み合わせることで得られた元素マッピング等によって確定することができる。
また、本明細書において、「析出物の外周」とは、ＴＥＭ像、ＳＴＥＭ像又は元素マッピングにおいて、析出物を構成する各原子列に対応する輝点の中心を結んで形成される形状（図１中の点線Ｐ）である。「析出物の外周」を構成する原子列が「析出物の外周」に配置する原子列である。ＴＥＭ像又はＳＴＥＭ像においては、「析出物の外周」に配置する原子列の像はＡｌ母相の原子列の像が並ぶ格子の連続性が途切れていることで、「析出物の外周」に配置する原子列を確定することができる。これによって「析出物」の範囲を確定できる。また、元素マッピングにおいては、原子列の像の元素種によって、「析出物の外周」に配置する原子列を確定し、「析出物」の範囲を確定できる。「析出物」の範囲に属する原子列において、「析出物の外周」に配置する原子列以外の原子列が「析出物の内部に含まれる」原子列である。
また、本明細書において、「外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔」とは、「析出物の外周」によって囲まれた形状の面積Ｓ０に等しい面積を有する円（相当円）の円周上に均等にＣｕ原子列を並べたときの隣接するＣｕ原子列間の距離のことである。すなわち、円相当径をＲとし、析出物の外周に配置するＣｕ原子列数をＮｉとすると、「外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔」ｌＣｕ＝２πｒ（相当円の円周長）／Ｎｉ（析出物の外周に配置するＣｕ原子列数）、である。
また、本明細書において、「析出物の外周」とは、ＴＥＭ像、ＳＴＥＭ像又は元素マッピングにおいて、析出物を構成する各原子列に対応する輝点の中心を結んで形成される形状（図１中の点線Ｐ）である。「析出物の外周」を構成する原子列が「析出物の外周」に配置する原子列である。ＴＥＭ像又はＳＴＥＭ像においては、「析出物の外周」に配置する原子列の像はＡｌ母相の原子列の像が並ぶ格子の連続性が途切れていることで、「析出物の外周」に配置する原子列を確定することができる。これによって「析出物」の範囲を確定できる。また、元素マッピングにおいては、原子列の像の元素種によって、「析出物の外周」に配置する原子列を確定し、「析出物」の範囲を確定できる。「析出物」の範囲に属する原子列において、「析出物の外周」に配置する原子列以外の原子列が「析出物の内部に含まれる」原子列である。
また、本明細書において、「外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔」とは、「析出物の外周」によって囲まれた形状の面積Ｓ０に等しい面積を有する円（相当円）の円周上に均等にＣｕ原子列を並べたときの隣接するＣｕ原子列間の距離のことである。すなわち、円相当径をＲとし、析出物の外周に配置するＣｕ原子列数をＮｉとすると、「外周に配置するＣｕ原子列間の平均間隔」ｌＣｕ＝２πｒ（相当円の円周長）／Ｎｉ（析出物の外周に配置するＣｕ原子列数）、である。
【0024】
Ｃ相の析出物の外周の外側の、外周に配置するＣｕ原子列と隣接する格子位置にはＣｕ以外の原子が配置することが好ましい。
隣接する格子位置にＣｕ以外の原子が配置することで変形が生じにくく、高強度を発揮することができる。
隣接する格子位置にＣｕ以外の原子が配置することで変形が生じにくく、高強度を発揮することができる。
【0025】
また、本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品は、析出物の内部に含まれるＣｕ原子列数（ｎｉ）に対する、外周に配置するＣｕ原子列数（Ｎｉ）の比（Ｎｉ／ｎｉ）が１以上であることが好ましい。析出物の外周に配置するＣｕ原子列は析出物が粗大化する際の障壁となるため、析出物の微細分散化に繋がるからである。
本明細書において、「析出物の内部に含まれるＣｕ原子列数」とは、析出物内に含まれるＣｕ原子列のうち、析出物の外周に配置するＣｕ原子列を除いたＣｕ原子列の数である。
本明細書において、「析出物の内部に含まれるＣｕ原子列数」とは、析出物内に含まれるＣｕ原子列のうち、析出物の外周に配置するＣｕ原子列を除いたＣｕ原子列の数である。
【0026】
また、本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品は、析出物において、外周に配置するＣｕ原子列のうち、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するものが５０％以上であることが好ましく、７０％以上であることがより好ましく、８０％以上であることがさらに好ましく、９０％以上であることがもっと好ましい。Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致する位置に配置するＣｕ原子列は安定に存在できるため、析出物の粗大化を抑制して析出物の微細分散化に繋がるからである。
本明細書において、「Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致する」とは、ＴＥＭ像又はＳＴＥＭ像において、仮に析出物がない場合には、Ａｌ母相のＡｌ原子列が配置する位置に一致するということである。
本明細書において、「Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致する」とは、ＴＥＭ像又はＳＴＥＭ像において、仮に析出物がない場合には、Ａｌ母相のＡｌ原子列が配置する位置に一致するということである。
【0027】
また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３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。
【0028】
本実施形態のアルミニウム合金鍛造品の材料であるアルミニウム合金は、ＭｇとＳｉを含む点で６０００系アルミニウム合金に相当する。
【0029】
（Ｃｕ：０．２５質量％以上０．４５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の常温における機械的特性を向上させることができる。
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の常温における機械的特性を向上させることができる。
【0030】
（Ｍｇ：０．９５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（Ｍｇ２Ｓｉ）、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、Ｍｇ２Ｓｉは、アルミニウム合金中でのＣｕＡｌ２相の生成を抑制する作用がある。ＣｕＡｌ２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。
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（Ｍｇ２Ｓｉ）、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、Ｍｇ２Ｓｉは、アルミニウム合金中でのＣｕＡｌ２相の生成を抑制する作用がある。ＣｕＡｌ２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。
【0031】
（Ｓｉ：０．６０質量％以上０．８５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。
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。
【0032】
（Ｍｎ：０．０５質量％以上０．２０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の常温における機械的特性を向上させることができる。
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の常温における機械的特性を向上させることができる。
【0033】
（Ｆｅ：０．１５質量％以上０．４２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の常温における機械的特性を向上させることができる。
【0034】
（Ｃｒ：０．１５質量％以上０．３５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の常温における機械的特性を向上させることができる。
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の常温における機械的特性を向上させることができる。
【0035】
（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。
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。
【0036】
（Ｂ：０．００１０質量％以上０．０３０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。
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。
【0037】
（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ＭｇＺｎ２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。
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ＭｇＺｎ２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。
【0038】
（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。
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。
【0039】
（常温での０．２％耐力）
本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａであることが好ましく、３００ＭＰａであることがより好ましく、３２０ＭＰａであることがさらに好ましく、３５０ＭＰａであることがもっと好ましい。
本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａであることが好ましく、３００ＭＰａであることがより好ましく、３２０ＭＰａであることがさらに好ましく、３５０ＭＰａであることがもっと好ましい。
【0040】
本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、長尺部２と連結部４における長手方向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。
【0041】
［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、均質化熱処理工程と、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。
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、均質化熱処理工程と、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。
【0042】
（溶湯形成工程）
溶湯形成工程は、原料を溶解して組成を調整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、アルミニウム合金鍛造品の組成と同じである。すなわち、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５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％以下の範囲内で含有し、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。
溶湯形成工程は、原料を溶解して組成を調整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、アルミニウム合金鍛造品の組成と同じである。すなわち、Ｃｕを０．２５質量％以上０．４５質量％以下の範囲内、Ｍｇを０．９５質量％以上１．２５質量％以下の範囲内、Ｓｉを０．６０質量％以上０．８５質量％以下の範囲内、Ｍｎを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の範囲内、Ｆｅを０．１５質量％以上０．４２質量％以下の範囲内、Ｚｎを０．２５質量％以下の範囲内、Ｃｒを０．１５質量％以上０．３５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％以下の範囲内で含有し、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。
【0043】
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、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。
【0044】
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、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。
【0045】
（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。
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。
【0046】
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。
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。
【0047】
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。
【0048】
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。
【0049】
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。
【0050】
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。
【0051】
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。
【0052】
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。
【0053】
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種以上を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。
【0054】
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。
【0055】
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４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。
【0056】
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。
【0057】
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。
【0058】
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。
【0059】
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。
【0060】
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。
【0061】
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。
【0062】
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。
【0063】
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。
【0064】
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。
【0065】
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。
【0066】
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。
【0067】
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。
【0068】
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。
【0069】
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１０×１０５Ｗ／ｍ２以上、５０×１０５Ｗ／ｍ２以下の範囲内になるように形成されている。
【0070】
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。
【0071】
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。
【0072】
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。
【0073】
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。
【0074】
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。
【0075】
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。
【0076】
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。
【0077】
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。
【0078】
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。
【0079】
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。
【0080】
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、１０×１０５Ｗ／ｍ２以上、５０×１０５Ｗ／ｍ２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。
【0081】
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）
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）
【0082】
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１０×１０５Ｗ／ｍ２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５０×１０５Ｗ／ｍ２以下にすることが好ましい。
【0083】
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。
【0084】
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。
【0085】
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１０×１０５Ｗ／ｍ２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。
【0086】
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１０×１０５Ｗ／ｍ２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。
【0087】
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。
【0088】
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。
【0089】
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。
【0090】
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。
【0091】
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。
【0092】
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。
【0093】
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。
【0094】
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理工程は、鋳造工程で得られたアルミニウム合金鋳造品に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出及び準安定相の平衡相への変化を行う工程である。
均質化熱処理工程は、鋳造工程で得られたアルミニウム合金鋳造品に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出及び準安定相の平衡相への変化を行う工程である。
【0095】
本実施形態では、鋳造工程で得られた鋳造品を３７０℃以上、５６０℃以下の温度で、２時間～１０時間保持する均質化熱処理を行う。この温度範囲で均質化熱処理を施すことにより、鋳造品の均質化と溶質原子の溶入化が十分になされるため、その後の時効処理によって必要とされる十分な強度が得られるものとなる。
【0096】
（鍛造工程）
鍛造工程は、鋳造後、または均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳造品を所定のサイズに成形して鍛造用素材を得て、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。
鍛造工程は、鋳造後、または均質化熱処理工程後のアルミニウム合金鋳造品を所定のサイズに成形して鍛造用素材を得て、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。
【0097】
本実施形態では、鍛造用素材に対して、加熱温度４５０℃以上、５６０℃以下で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。この時、鍛造素材の鍛造の開始温度は４５０℃以上、５６０℃以下とする。開始温度が４５０℃未満になると変形抵抗が高くなって十分な加工ができなくなり、５６０℃を超えると鍛造割れや共晶融解等の欠陥が発生し易くなるためである。
【0098】
（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。
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。
【0099】
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－Ｓｉ系化合物が粗大析出し、析出物の形成に寄与するＭｇおよびＳｉが減少してしまう。一方、溶体化が進まず、時効析出による高強度化を実現できなくなる。処理温度が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やすくなる。
【0100】
（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、鍛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。
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、鍛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。
【0101】
（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を１７０℃以上、２１０℃以下の温度で加熱し、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、引張強さを向上させるＭｇ２Ｓｉ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、Ｍｇ２Ｓｉ系析出物が粗大になり過ぎて引張強さを十分に向上させることができなくなるおそれがある。
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を１７０℃以上、２１０℃以下の温度で加熱し、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、引張強さを向上させるＭｇ２Ｓｉ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、Ｍｇ２Ｓｉ系析出物が粗大になり過ぎて引張強さを十分に向上させることができなくなるおそれがある。
【0102】
＜観察手法＞
析出物周囲における原子構造を観察するには、透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）を始めとする原子分解能での観察が可能な手法を用いる。中でも、原子番号に依存した（Ｚ）コントラストが得られる高角度散乱環状暗視野法（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）による観察が適している。析出物を構成する原子列、および析出物の外周を構成する原子列の元素種を詳細に明らかにする上で、ＳＴＥＭ像の強度情報以外にも、エネルギー分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＳ）によって原子カラムごとの元素マッピングを得ることで、析出物の外周における原子列の元素種および原子列数を簡便に把握することができる。また、析出物周囲の界面構造を高分解能で観察するためには、球面収差補正機能によって照射電子線を原子１個のサイズ以下にまで集束できる電子顕微鏡を使用することが望ましい。
析出物周囲における原子構造を観察するには、透過電子顕微鏡法（ＴＥＭ）を始めとする原子分解能での観察が可能な手法を用いる。中でも、原子番号に依存した（Ｚ）コントラストが得られる高角度散乱環状暗視野法（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）による観察が適している。析出物を構成する原子列、および析出物の外周を構成する原子列の元素種を詳細に明らかにする上で、ＳＴＥＭ像の強度情報以外にも、エネルギー分散型Ｘ線分光分析法（ＥＤＳ）によって原子カラムごとの元素マッピングを得ることで、析出物の外周における原子列の元素種および原子列数を簡便に把握することができる。また、析出物周囲の界面構造を高分解能で観察するためには、球面収差補正機能によって照射電子線を原子１個のサイズ以下にまで集束できる電子顕微鏡を使用することが望ましい。
【0103】
ここで、前記析出物を原子分解能で観察するための具体的な手順について説明する。入射電子線の加速電圧は薄膜試料を十分に透過でき、かつ試料に必要以上の損傷を与えない範囲から選択すればよく、一般的な設定である２００ｋＶとすれば十分である。６０００系アルミニウム合金の析出物の原子構造を詳細に観察するため、電子線の入射方位は、β’’相を始めとする析出物が観察しやすいＡｌ母相の＜１００＞方位や＜３１０＞方位とするが望ましく、Ａｌ母相の格子配置との対応関係を解釈しやすいように＜１００＞方位とすることがさらに望ましい。例えば倍率５０万倍とした観察視野の中で析出物を数多く含む視野を選び、その中から形状および結晶構造の異なるものを５つ抽出する。それぞれの析出物の円相当半径ｒｉおよび外周上のＣｕ原子列の個数Ｎｉを測定し、これらの測定結果を用いて、以下の式に従い、析出物外周におけるＣｕ原子列の平均間隔を算出する（図１及び図２参照）。
【0104】
【数1】
ここで、Ｌｉは析出物ｉの円相当半径から算出した円周長である。
さらに、析出物内部に含まれるＣｕ原子列数ｎｉを用いることで、析出物外周上のＣｕ原子列数と析出物内部に含まれるＣｕ原子列数の比をＮｉ／ｎｉにより求めることができる。
また、Ｃｕ原子列がＡｌ母相の（１００）面の格子点上に一致しているかどうかは、電子線の入射方位をＡｌ母相の＜１００＞方位とすることによって、ＴＥＭ像又はＳＴＥＭ像上から十分に読み取ることができる。格子点位置の解析手法には特に制約はなく、画像解析ソフトを用いても良い。
【0105】
図２は、ＴＥＭ像における析出物の典型的な形状（左図）及びその原子列配置を模式的に示す平面模式図である。
図中の析出物３に模式的に示した原子列像の配置は実際のＳＴＥＭ像を再現している。針状形状の析出物はその外周に規則的にＣｕ原子列が配置し、内部のＣｕ原子列もその外周の規則的なＣｕ原子列に対応するように規則的に配置するものが観察されている。
図中の析出物３において、点線で示した“latticex(Cu)”及び“latticey(Cu)”の直線は、Ａｌ母相のＡｌ原子列の格子上にＣｕ原子列に配置すること、すなわち、Ｃｕ原子列がＡｌ母相のＡｌ原子列位置が一致していることを示すものである。
図中の析出物３に模式的に示した原子列像の配置は実際のＳＴＥＭ像を再現している。針状形状の析出物はその外周に規則的にＣｕ原子列が配置し、内部のＣｕ原子列もその外周の規則的なＣｕ原子列に対応するように規則的に配置するものが観察されている。
図中の析出物３において、点線で示した“latticex(Cu)”及び“latticey(Cu)”の直線は、Ａｌ母相のＡｌ原子列の格子上にＣｕ原子列に配置すること、すなわち、Ｃｕ原子列がＡｌ母相のＡｌ原子列位置が一致していることを示すものである。
【実施例0106】
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。
【0107】
［実施例１～３及び比較例１～３］
（鋳造品の作製）
先ず、実施例１～３及び比較例１～３について下記の表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の断面円形の鋳造品を作製した。
（鋳造品の作製）
先ず、実施例１～３及び比較例１～３について下記の表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の断面円形の鋳造品を作製した。
【0108】
【表1】
【0109】
（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、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７に示す形状のアルミニウム合金鍛造品１ｂを得た。均質化熱処理工程、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。
次に、得られた連続鋳造品に対して、均質化熱処理工程、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７に示す形状のアルミニウム合金鍛造品１ｂを得た。均質化熱処理工程、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。
【0110】
【表2】
【0111】
［評価］
以上のようにして得られた実施例１～３及び比較例１～３のアルミニウム合金鍛造品における、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及び表４に示す。表３及び表４において、各実施例及び各比較例において、Ｎｏ．１～Ｎｏ．５はランダムに選択して分析した析出物を示す。
以上のようにして得られた実施例１～３及び比較例１～３のアルミニウム合金鍛造品における、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及び表４に示す。表３及び表４において、各実施例及び各比較例において、Ｎｏ．１～Ｎｏ．５はランダムに選択して分析した析出物を示す。
【0112】
＜透過電子顕微鏡観察＞
各アルミニウム合金鍛造品に含まれる析出物（Ｎｏ．１～Ｎｏ．５）の観察には、ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆ（日本電子株式会社製）を使用し、照射系に搭載された球面収差補正装置（日本電子株式会社製）によって収差補正を行った。アルミニウム合金鍛造品の図７中に示した部位から切り出した１辺１０ｍｍの立方体試料に対して、エメリー紙研磨およびＡｒガスを用いたイオンミリングによって、試料厚さが３００ｎｍ程度になるまで薄片化させ、ＴＥＭ観察試料を得た。入射電子線の加速電圧は２００ｋＶとし、観察方位はＡｌ母相の＜１００＞方向入射とした。観察倍率は２０００万倍とし、結像には広角散乱電子を用いることでＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ観察を行った。なお、観察領域は析出物の数密度が代表的な値となる領域を対象とした。さらに、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）を用いてＥＥＬＳスペクトルを取得し、ゼロロスピークとプラズモンピークの強度比から試料厚さを求め、厚さが３００ｎｍ以下となる箇所のみを対象とした。
各アルミニウム合金鍛造品に含まれる析出物（Ｎｏ．１～Ｎｏ．５）の観察には、ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆ（日本電子株式会社製）を使用し、照射系に搭載された球面収差補正装置（日本電子株式会社製）によって収差補正を行った。アルミニウム合金鍛造品の図７中に示した部位から切り出した１辺１０ｍｍの立方体試料に対して、エメリー紙研磨およびＡｒガスを用いたイオンミリングによって、試料厚さが３００ｎｍ程度になるまで薄片化させ、ＴＥＭ観察試料を得た。入射電子線の加速電圧は２００ｋＶとし、観察方位はＡｌ母相の＜１００＞方向入射とした。観察倍率は２０００万倍とし、結像には広角散乱電子を用いることでＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ観察を行った。なお、観察領域は析出物の数密度が代表的な値となる領域を対象とした。さらに、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ）を用いてＥＥＬＳスペクトルを取得し、ゼロロスピークとプラズモンピークの強度比から試料厚さを求め、厚さが３００ｎｍ以下となる箇所のみを対象とした。
【0113】
＜観察された析出物の種類＞
表３から、実施例１～３はいずれも、Ｎｏ．１～Ｎｏ．５の析出物に、Ｃ相のもの、Ｑ’相のもの、β’’相のもの３種類の準安定相が観察された。
表３において、Ｃ相のもの、Ｑ’相のもの、β’’相のもの３種類の準安定相が観察されたか否かの評価を示した。
（判定基準）
「Ｏ」 ・・・３種類の準安定相が観察された。
「×」 ・・・Ｃ相が観察されなかった。
表３から、実施例１～３はいずれも、Ｎｏ．１～Ｎｏ．５の析出物に、Ｃ相のもの、Ｑ’相のもの、β’’相のもの３種類の準安定相が観察された。
表３において、Ｃ相のもの、Ｑ’相のもの、β’’相のもの３種類の準安定相が観察されたか否かの評価を示した。
（判定基準）
「Ｏ」 ・・・３種類の準安定相が観察された。
「×」 ・・・Ｃ相が観察されなかった。
【0114】
＜Ｃ相析出物の割合＞
表３から、実施例１については、Ｎｏ．３及びＮｏ．４の析出物がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．１及びＮｏ．５がβ’’相の析出物であり、Ｎｏ．２の析出物がＱ’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、２個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち４０％がＣ相の析出物であった。
また、実施例２については、Ｎｏ．１がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．２、３、５がＱ’相の析出物であり、Ｎｏ．４がβ’’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、１個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち２０％がＣ相の析出物であった。
また、実施例３については、Ｎｏ．２及びＮｏ．５の析出物がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．１がβ’’相の析出物であり、Ｎｏ．３及びＮｏ．４の析出物がＱ’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、２個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち４０％がＣ相の析出物であった。
表３から、実施例１については、Ｎｏ．３及びＮｏ．４の析出物がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．１及びＮｏ．５がβ’’相の析出物であり、Ｎｏ．２の析出物がＱ’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、２個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち４０％がＣ相の析出物であった。
また、実施例２については、Ｎｏ．１がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．２、３、５がＱ’相の析出物であり、Ｎｏ．４がβ’’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、１個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち２０％がＣ相の析出物であった。
また、実施例３については、Ｎｏ．２及びＮｏ．５の析出物がＣ相の析出物であり、Ｎｏ．１がβ’’相の析出物であり、Ｎｏ．３及びＮｏ．４の析出物がＱ’相の析出物であり、ランダムに選定した５個の析出物のうち、２個の析出物がＣ相であった。従って、析出物のうち４０％がＣ相の析出物であった。
【0115】
これに対して、比較例１～３はいずれも、ランダムに選定した５個の析出物であるＮｏ．１～Ｎｏ．５のいずれの析出物にもＣ相のものが観察されず、Ｑ’相のもの及びβ’’相のものだけが観察された。
【0116】
＜Ｃｕ原子列同士の平均間隔＞
表３及び表４から、外周Ｃｕ原子列においてＣｕ原子列同士の平均間隔は、実施例１については２．９ｎｍ、実施例２については３．０ｎｍ、実施例３については２．５ｎｍであった。一方、比較例１について１６．０ｎｍ、比較例２については２３．０ｎｍ、比較例３については２３．２ｎｍであった。
実施例１～３のＣｕ原子列同士の平均間隔はすべて２ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、最大でも実施例２の３．０ｎｍであったのに対して、 比較例１～３のＣｕ原子列同士の平均間隔はすべて１０ｎｍを超えており、最小の比較例１でも１６．０ｎｍであって１５ｎｍを超えていた。
表３及び表４から、外周Ｃｕ原子列においてＣｕ原子列同士の平均間隔は、実施例１については２．９ｎｍ、実施例２については３．０ｎｍ、実施例３については２．５ｎｍであった。一方、比較例１について１６．０ｎｍ、比較例２については２３．０ｎｍ、比較例３については２３．２ｎｍであった。
実施例１～３のＣｕ原子列同士の平均間隔はすべて２ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、最大でも実施例２の３．０ｎｍであったのに対して、 比較例１～３のＣｕ原子列同士の平均間隔はすべて１０ｎｍを超えており、最小の比較例１でも１６．０ｎｍであって１５ｎｍを超えていた。
【0117】
＜外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比＞
表３及び表４から、外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比（Ｎｉ／ｎｉ）は、実施例１については２．２、実施例２については１．２、実施例３については３．５であった。一方、比較例１について１．０、比較例２については１．０、比較例３については１．１であった。
外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比については、実施例、比較例共に、１以上であった。
表３及び表４から、外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比（Ｎｉ／ｎｉ）は、実施例１については２．２、実施例２については１．２、実施例３については３．５であった。一方、比較例１について１．０、比較例２については１．０、比較例３については１．１であった。
外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比については、実施例、比較例共に、１以上であった。
【0118】
＜Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するＣｕ原子列の割合＞
表３及び表４から、析出物外周上で観察されたＣｕ原子列について、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するものの割合（一致率）は、実施例１については９４％、実施例２については９２％、実施例３については９４％であった。一方、比較例１について２２％、比較例２については３５％、比較例３については２９％であった。
実施例１～３の一致率は７０％以上であり、いずれも９０％を超えていたのに対して、比較例１～３の一致率は３０％以下であった。
表３及び表４から、析出物外周上で観察されたＣｕ原子列について、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するものの割合（一致率）は、実施例１については９４％、実施例２については９２％、実施例３については９４％であった。一方、比較例１について２２％、比較例２については３５％、比較例３については２９％であった。
実施例１～３の一致率は７０％以上であり、いずれも９０％を超えていたのに対して、比較例１～３の一致率は３０％以下であった。
【0119】
＜機械的特性（０.２％耐力）評価＞
アルミニウム合金鍛造品の長尺部２と連結部４における長手方向を、図７に示すように切断して、機械的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６．４ｍｍ、標点間距離Ｇは２５．４ｍｍとした。機械的特性評価用試験片について、常温（２５℃）で引張試験を行って、０．２％耐力を測定した。得られた０．２％耐力を下記の基準に基づいて判定して、機械的特性を評価した。
（判定基準）
「Ｏ」 ・・・常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａ以上である。
「×」 ・・・常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａ未満である。
アルミニウム合金鍛造品の長尺部２と連結部４における長手方向を、図７に示すように切断して、機械的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６．４ｍｍ、標点間距離Ｇは２５．４ｍｍとした。機械的特性評価用試験片について、常温（２５℃）で引張試験を行って、０．２％耐力を測定した。得られた０．２％耐力を下記の基準に基づいて判定して、機械的特性を評価した。
（判定基準）
「Ｏ」 ・・・常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａ以上である。
「×」 ・・・常温での０．２％耐力が２７０ＭＰａ未満である。
【0120】
実施例１～３の０．２％耐力（常温）は２７０ＭＰａ以上であり、最小の実施例２でも３２８ＭＰａであったのに対して、比較例１～３の０．２％耐力（常温）は２７０ＭＰａ未満であり、最大の比較例２でも２５１ＭＰａであった。
【0121】
＜総合評価＞
観察された析出物の種類及び機械的特性（０.２％耐力）の評価が「〇」であり、かつ、Ｃｕ原子列同士の平均間隔が２ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比が１以上であり、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するＣｕ原子列の割合が７０％以上である場合、総合評価を「〇」とした。
これに対して、これらの判定基準を１つでも満たさない場合は、総合評価を「×」とした。
観察された析出物の種類及び機械的特性（０.２％耐力）の評価が「〇」であり、かつ、Ｃｕ原子列同士の平均間隔が２ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、外周上のＣｕ原子列数と内部のＣｕ原子列数の比が１以上であり、Ａｌ母相のＡｌ原子列位置に一致するＣｕ原子列の割合が７０％以上である場合、総合評価を「〇」とした。
これに対して、これらの判定基準を１つでも満たさない場合は、総合評価を「×」とした。
【0122】
【表3】
【表4】
【0123】
表３及び表４に示すように、本発明の析出物構成を有するアルミニウム合金鍛造品は、比較例よりも優れた引張強さ及び０．２％耐力を有することが確認できた。すなわち、本発明の製造方法によって、機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造品が得ることが可能となる。
この優れた機械的特性は、析出物の原子スケールの結晶構造に起因するものであると考えられる。すなわち、析出物の外周に配置したＣｕ原子列同士の平均間隔が比較例よりも実施例の方が狭いこと、すなわち、外周により密に配置していることで析出物がより微細分散化されていること、Ｃｕ原子列がＡｌ母相の原子列位置（格子のマトリックス上の位置）に配置している割合が比較例よりも実施例の方が高いこと、すなわち、Ｃｕ原子列がより安定な位置に配置していることに起因すると考えられる。
本発明は、析出物の原子スケールの結晶構造を制御して機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造品を提供するものである。
この優れた機械的特性は、析出物の原子スケールの結晶構造に起因するものであると考えられる。すなわち、析出物の外周に配置したＣｕ原子列同士の平均間隔が比較例よりも実施例の方が狭いこと、すなわち、外周により密に配置していることで析出物がより微細分散化されていること、Ｃｕ原子列がＡｌ母相の原子列位置（格子のマトリックス上の位置）に配置している割合が比較例よりも実施例の方が高いこと、すなわち、Ｃｕ原子列がより安定な位置に配置していることに起因すると考えられる。
本発明は、析出物の原子スケールの結晶構造を制御して機械的特性に優れたアルミニウム合金鍛造品を提供するものである。
【符号の説明】
【0124】
１ｂ…アルミニウム合金鍛造品
２…長尺部
２ａ…中央部
４、４ｃ、４ｄ、４ｅ…連結部
５ 短尺部
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…アルミニウム合金溶湯
Ｗ…冷却水
２…長尺部
２ａ…中央部
４、４ｃ、４ｄ、４ｅ…連結部
５ 短尺部
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…アルミニウム合金溶湯
Ｗ…冷却水
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】