JP2023094439A

JP2023094439A - アルミニウム合金鍛造品

Info

Publication number: JP2023094439A
Application number: JP2021209919A
Authority: JP
Inventors: 卓也荒山; Takuya Arayama
Original assignee: Resonac Holdings Corp
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2021-12-23
Filing date: 2021-12-23
Publication date: 2023-07-05

Abstract

【課題】常温における機械的特性と耐食性とに優れたアルミニウム合金鍛造品を提供する。【解決手段】Ｃｕの含有率が０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲内、Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．３０質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鍛造品であって、［Ｍｇの含有率］×１．５８７≧－４．１×［Ｃｕの含有率］２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９と［Ｓｉの含有率］×２．７３０≧－４．１×［Ｃｕの含有率］２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９とを満足し、視野面積が８０００μｍ２の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にあるアルミニウム合金鍛造品。【選択図】図１

Description

本発明は、アルミニウム合金鍛造品に関する。

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は今まで高張力鋼が用いられてきたが、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。自動車部品、例えば、サスペンション部品は専ら鉄系材料が使用されていたが、軽量化を主目的としてアルミニウム材料また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、高強度およ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（特許文献１～３参照）。

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

近年のＣＯ_２排出量削減の観点より、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。ただし、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。高強度化の１つの手法としてＣｕの添加が知られている。しかし、Ｃｕを添加すると耐食性が低下するために多量添加することができなかった。

この発明は、前述した事情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と耐食性とに優れたアルミニウム合金鍛造品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。

（１）Ｃｕの含有率が０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲内、Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．３０質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鍛造品であって、下記の式（１）および（２）を満足し、
［Ｍｇの含有率］×１．５８７≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（１）
［Ｓｉの含有率］×２．７３０≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（２）
視野面積が８０００μｍ^２の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にあることを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。

（２）前記Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．２５質量％以下の範囲内にあって、前記Ｓｉの含有率が０．６０質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、前記Ｍｇの含有率に対する前記Ｓｉの含有率の比Ｓｉ／Ｍｇがモル比で０．５以上である上記（１）に記載のアルミニウム合金鍛造品。
（３）前記Ｍｇの含有率が０．８５質量％以上１．３０質量％以下の範囲内にあって、前記Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上０．６９質量％以下の範囲内にあり、
前記Ｍｇの含有率に対する前記Ｓｉの含有率の比Ｓｉ／Ｍｇがモル比で０．５未満である上記（１）に記載のアルミニウム合金鍛造品。

（４）更にＭｎの含有率が０．０３質量％以上１．０質量％以下、Ｆｅの含有率が０．２質量％以上０．７質量％以下、Ｃｒの含有率が０．０３質量％以上０．４質量％以下、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５質量％以下、Ｂの含有率が０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内にあり、Ｚｎ含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒ含有率が０．０５質量％以下である上記（１）から（３）に記載のアルミニウム合金鍛造品。

本発明によれば、常温における機械的特性と耐食性とに優れたアルミニウム合金鍛造品を提供することが可能となる。

本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鋳造品の視野面積が８０００μｍ^２の断面組織の一例を示す概念図である。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鋳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２の冷却水キャビティ付近を示す要部拡大断面図である。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。実験例および実施例で作製したアルミニウム合金鍛造品の斜視図である。実験例で作製したアルミニウム合金鍛造品のＣｕ含有率と、Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率と、耐食性との関係を示すグラフである。

以下、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品およびその製造方法について説明する。なお、以下に示す実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために具体的に説明するものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものではない。また、以下の説明で用いる図面は、本発明の特徴をわかりやすくするために、便宜上、要部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。

本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕの含有率が０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲内、Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．３０質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、残部がＡｌおよび不可避不純物から構成されている。
また、アルミニウム合金鍛造品のＭｇの含有率とＣｕの含有率は下記の式（１）を満足し、Ｓｉの含有率とＣｕの含有率は下記の式（２）を満足するようにされている。
［Ｍｇの含有率］×１．５８７≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（１）
［Ｓｉの含有率］×２．７３０≧－４．１×［Ｃｕの含有率］２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（２）

更に、アルミニウム合金鍛造品は、上述した成分に加えて、Ｍｎの含有率が０．０３質量％以上１．０質量％以下、Ｆｅの含有率が０．２質量％以上０．７質量％以下、Ｃｒの含有率が０．０３質量％以上０．４質量％以下、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５質量％以下、Ｂの含有率が０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内にあってもよい。また、Ｚｎの含有率は０．２５質量％以下、Ｚｒの含有率は０．０５質量％以下であってもよい。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：０．３質量％以上１．０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。

（Ｍｇ：０．６３質量％以上１．３０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。

（Ｓｉ：０．４５質量％以上１．４５質量％以下）
Ｓｉは、Ｍｇと同様に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作用を有する。ただし、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ともに耐食性を向上させることができる。

（Ｍｎ：０．０３質量％以上１．０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晶出物あるいは析出物として生成することで、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。

（Ｆｅ：０．２質量％以上０．７質量％以下）
Ｆｅは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｃｒ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅなどの金属間化合物を晶出物あるいは析出物として生成することで、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。

（Ｃｒ：０．０３質量％以上０．４質量％以下）
Ｃｒは、アルミニウム合金中でＡｌ－Ｃｒ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｃｒなどの金属間化合物を晶出物あるいは析出物として生成することで、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。

（Ｔｉ：０．０１２質量％以上０．０３５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０．０１２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０．０３５質量％を超えると、粗大な晶出物あるいは析出物を生成し、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にＴｉを含む粗大な晶出物あるいは析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０．０３０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。前述のＴｉとともに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０．００１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０．０３質量％を超えると、粗大な晶出物あるいは析出物を生成し、介在物としてアルミニウム合金鍛造品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あるいは析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０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内とする。Ｂの含有率は、好ましくは０．００５質量％以上０．０２５質量％以下の範囲内である。

（Ｚｎ：０．２５質量％以下）
Ｚｎは、０．２５質量％以下であれば固溶強化としてアルミニウム合金鍛造品の強度の向上に寄与する。ただし、Ｚｎの含有率が０．２５質量％を超えるとアルミニウム母相にＭｇＺｎ_２として析出することによって、アルミニウム合金鍛造品の耐食性の低下につながるおそれがある。このため、Ｚｎの含有率は、０．２５質量％以下とすることが好ましい。また、Ｚｎの含有率は、０．００５質量％以上であることが好ましい。

（Ｚｒ含有率：０．０５質量％以下）
Ｚｒは、０．０５質量％以下では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の強度の向上に寄与する。ただし、Ｚｒの含有率が０．０５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、０．０５質量％以下とすることが好ましい。また、Ｚｒの含有率は、０．００５質量％以上であることが好ましい。

（不可避不純物）
不可避不純物は、アルミニウム合金鍛造品の原料また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。

（Ｍｇ含有率とＣｕ含有率、Ｓｉ含有率とＣｕ含有率）
Ｍｇ含有率とＣｕ含有率は、上記の式（１）を満足するようにされている。式（１）の左辺である「［Ｍｇの含有率］×１．５８７」は、アルミニウム合金鍛造品のＭｇ含有率をＭｇ_２Ｓｉ含有率に換算した値に相当する。すなわち、上記の式（１）は、アルミニウム合金鍛造品のＭｇ含有率から換算したＭｇ_２Ｓｉ換算含有率とＣｕ含有率との関係を示している。
Ｓｉ含有率とＣｕ含有率は、上記の式（２）を満足するようにされている。式（２）の左辺である「［Ｓｉの含有率］×２．７３０」は、アルミニウム合金鍛造品のＳｉ含有率をＭｇ_２Ｓｉ含有率に換算した値に相当する。すなわち、上記の式（２）は、アルミニウム合金鍛造品のＳｉ含有率から換算したＭｇ_２Ｓｉ換算含有率とＣｕ含有率との関係を示している。

上記の式（１）および（２）は、実験的に求めた式である。すなわち、後述の実験例で作成したアルミニウム合金鍛造品のＣｕ含有率と、Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率と、耐食性との関係を示すグラフ（図６）により求めた式である。上記の式（１）と式（２）とを満足することによって、アルミニウム合金中でのＣｕＡｌ_２相の生成を抑制することができる。式（１）および式（２）で換算されたＭｇ_２Ｓｉ換算含有率のうちの低い方の値は、１．０質量％以上２．０質量％以下の範囲内にあることが好ましい。

（Ｍｇ含有率に対するＳｉ含有率の比（Ｓｉ／Ｍｇモル比））
Ｍｇ含有率に対するＳｉ含有率の比Ｓｉ／Ｍｇは、モル比（Ｓｉ／Ｍｇモル比）で０．５以上とされていてもよいし、０．５モル未満であってもよい。

Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５以上である場合、Ｍｇ含有率は０．６３質量％以上１．２５質量％以下の範囲内にあって、Ｓｉ含有率は０．６０質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあることが好ましい。Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５以上であると、Ｍｇ_２ＳｉやＡｌＣｕＭｇＳｉを形成しないＳｉの含有量が多くなり、アルミニウム合金鍛造品中にＳｉリッチの析出物が生成する。このＳｉリッチの析出物はアルミニウム合金鍛造品の強度の向上に寄与する。Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５以上である場合は、Ｓｉ／Ｍｇモル比は０．６０以上１．２０以下の範囲内にあることが好ましい。

Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５未満である場合、Ｍｇ含有率は０．８５質量％以上１．３０質量％以下の範囲内にあって、Ｓｉ含有率は０．４５質量％以上０．６９質量％以下の範囲内にあることが好ましい。Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５未満であると、Ｍｇ_２Ｓｉ（β”相）やＡｌＣｕＭｇＳｉ（Ｑ相）の生成量が多くなり、アルミニウム合金鍛造品は固溶／析出強化に優れたものとなる。Ｓｉ／Ｍｇモル比が０．５未満である場合は、Ｓｉ／Ｍｇモル比は０．４８以上０．４０以下の範囲内にあることが好ましい。

図１は、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鋳造品の視野面積が８０００μｍ^２の断面組織の一例を示す概念図である。
図１に示すように、アルミニウム合金鍛造品１は複数の結晶１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄを有する多結晶体である。アルミニウム合金鍛造品１は、これらの結晶１ａ～１ｄの内部に、析出物３が存在していてもよい。析出物３は、鋳造以降の熱履歴で生成される生成物である。析出物３は、例えば、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ）、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｓｉ系化合物（ＡｌＣｕＭｇＳｉ）、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｃｒ－Ｓｉ、Ａｌ_３Ｚｒ、Ａｌ－（Ｔｉ，Ｚｒ）、ＣｕＡｌ_２である。ただし、本実施形態においては、視野面積が８０００μｍ^２（例えば、横１００μｍ×縦８０μｍ）の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内とされている。析出物３の長径は、１μｍ未満であってもよい。析出物３から結晶粒界２までの最短距離は、結晶粒界２から最も近い析出物（図１において、析出物３ａ）から結晶粒界２までの距離（図１において、距離Ｄ）である。析出物３から結晶粒界２までの最短距離は、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）による観察と、ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）による元素分析とによって測定することができる。最短距離の平均値は、８箇所の断面組織（視野面積：８０００μｍ^２ｍｍ^２）で測定された析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値である。本実施形態のアルミニウム合金鍛造品１は、結晶粒界２近傍での析出物３が少ないことよって、耐食性が向上すると考えられる。析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値が０．１μｍ未満であると、析出物３によって結晶粒界２近傍の硬度が高くなり過ぎて、衝撃を受けたときの伸びが小さくなり、脆性破壊が起こる衝撃値が低下するおそれがある。また、析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値が０．１μｍ未満であると、析出物３によって結晶粒界２近傍が硬くなり過ぎて、衝撃を受けたときの伸びが小さくなり、脆性破壊が起こる衝撃値が低下するおそれがある。一方、析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値が２．０μｍを超えると、結晶粒界２近傍の硬度が低くなり過ぎて、応力腐食割れが起こりやすくなるおそれがある。析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値は、０．５μｍ以上であることが好ましく、１．０μｍ以上であることがより好ましい。

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は、例えば、溶湯形成工程、鋳造工程、均質化熱処理工程、鍛造工程、溶体化処理工程、焼き入れ処理工程、時効処理工程を含む方法によって製造することができる。

（溶湯形成工程）
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、アルミニウム合金鍛造品の組成と同じである。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もしくは元素を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。

（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。図２は、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の一例を示す断面図であり、図２に示す水平連続鋳造装置の冷却水キャビティ付近を示す要部拡大断面図である。

図２および図３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、かつ、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、もしくはそれらの合金から選ばれる１種または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の鋳造方向に向けて鋳型中心軸Ｃに対して０度～３度（より好ましくは０度～１度。）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度未満では、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度を越えると、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、または、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、楕円も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いずれか１種または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、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、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をま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、さら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と合金溶湯Ｍもしく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度～３度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度を超えて３度まで傾斜している場合も含む。

図３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３において、溶湯受部１１中の合金溶湯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、ＪＩＳＨ１３０５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内に供給される合金溶湯Ｍの圧力と潤滑油およ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の合金溶湯が固まらずに鋳型から漏れるおそれがある。供給量が過多だと、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、合金溶湯が固まらずに鋳型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。合金溶湯Ｍの温度が低すぎると、鋳型１２およ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、合金溶湯Ｍの温度が高すぎると、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、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４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で表される。
Ｑ＝－ｋ×（Ｔ１－Ｔ２）／Ｌ
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を供給するとともに、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のモールド（鋳型）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）等を具備している。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および耐久性の観点から銅やアルミニウムなどの金属、も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℃／秒の範囲内にあり、好ましくは１００～２００℃／秒の範囲内にある。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。

（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および準安定相の平衡相への変化を行う工程である。
本実施形態では、鋳造工程で得られたアルミニウム合金鋳造品を３７０℃以上５６０℃以下の温度で、４時間から１０時間の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、アルミニウム合金鋳造品の均質化と溶質原子の溶入化が十分になされる。このため、こ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。アルミニウム合金鋳造品を均質化熱処理する際の昇温速度は、例えば、１．５℃／分以上であり、好ましくは４．５℃／分である。

（鍛造工程）
鍛造工程は、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鍛造加工する工程である。
本実施形態では、鍛造用素材を、４５０℃以上５６０℃以下の温度に加熱し、その後鍛造加工を開始して鍛造品（例えば自動車のサスペンションアーム部品等）を得ることが好ましい。鍛造加工の開始温度が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るおそれがあり、一方、鍛造加工の開始温度が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おそれがある。鍛造用素材を鍛造加工する際の昇温速度は、例えば、１．５℃／分以上であり、好ましくは４．５℃／分である。

（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、鋳造品に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時間から３時間以内保持することにより溶体化処理を行うことが好ましい。室温から上記の処理温度で加熱するまでの昇温速度は、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り、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。一方、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。

（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５秒から６０秒以内に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、５分を超え４０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１８０℃以上２２０℃以下の温度に加熱し、その温度で０．５時間から７．０時間の間保持することにより時効処理を行う。加熱温度が１８０℃未満あるいは保持時間が０．５時間未満では引張強度を向上させるＭｇ_２Ｓｉが十分に成長できなくなるおそれがあり、処理温度が２２０℃を超えるとＭｇ_２Ｓｉ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。

本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕ、ＭｇおよびＳｉの含有率が上記の範囲内にあるので、常温における機械的特性に優れたものとなる。また、視野面積が８０００μｍ^２の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物３から結晶粒界２までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にあるので、耐食性に優れたものとなる。また、本実施形態のアルミニウム合金鍛造品はＭｎ、Ｆｅ、Ｃｒの含有率が上記の範囲内にあると、常温における機械的特性がより向上する。さらに、Ｔｉ、Ｂの含有率が上記の範囲内にあると展伸加工性が向上する。

次に、本発明の具体的実施例について説明する。ただし、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

＜実験例＞
ＭｇとＳｉとをＭｇ_２Ｓｉ換算含有率として１．０質量％～１．９質量％の範囲で含み、Ｃｕを０．３質量％～１．０質量％を含む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、図２に示す水平連続鋳造装置を用いて鋳造して、直径４９ｍｍの断面円形の連続鋳造品を作製した。なお、連続鋳造品作製時のアルミニウム合金溶湯の冷却速度は、１２０℃／秒とした。

得られた連続鋳造品に対して、均質化熱処理、鍛造加工、溶体化処理、焼き入れ処理、人工時効処理をこの順で行って、図５に示す形状のアルミニウム合金鍛造品１００を得た。均質化熱処理、鍛造加工、溶体化処理、焼き入れ処理、人工時効処理の条件を下記の表１に示す。

得られたアルミニウム合金鍛造品からＣリングの試験片を採取し、応力腐食割れ試験（耐食性評価）を行った。応力腐食割れ試験の条件は、前記Ｃリング試験片を用いてＡＳＴＭＧ４７の連続浸漬法の規定に準じて行った。具体的には、Ｃリング試験片に、試験片の０．２％耐力の９０％の応力を負荷し、その状態を維持したまま、９５℃以上に保温した塩化ナトリウムとクロム酸ナトリウムの混合液中に８０時間浸漬させた。その後、Ｃリング試験片を混合液から取り出して、Ｃリング試験片の応力腐食割れ発生の有無を目視で確認した。その結果、Ｃリング試験片に応力腐食割れや粒界腐食が発生していないものを耐食性ＯＫとし、Ｃリング試験片に応力腐食割れ又は粒界腐食が発生しているものを耐食性ＮＧとした。

耐食性評価の結果を、図６に示す。図６のグラフにおいて、横軸は、Ｃｕ含有率を表し、縦軸はＭｇ_２Ｓｉ換算含有率を表し、黒丸は、耐食性ＯＫであることを表し、×は耐食性ＯＫであることを表す。各Ｃｕ含有率において、最もＭｇ_２Ｓｉ換算含有率が低い位置にある黒丸を結んだ破線の関数を求めた。得られた関数は、［Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率］＝－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９であった。この結果から、［Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率］≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９を満足するアルミニウム合金鍛造品は、耐食性に優れることがわかる。

＜実施例１～５および比較例１～２＞
下記の表２に示す合金組成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、上記の実験例と同様に鋳造して、直径４９ｍｍの断面円形の連続鋳造品を作製した。表２には、式（１）の左辺を用いて算出したＭｇ含有率に基づくＭｇ_２Ｓｉ換算含有率と、式（２）の左辺を用いて算出したＳｉ含有率に基づくＭｇ_２Ｓｉ換算含有率と、式（１）と式（２）の右辺である下記の式（３）を用いて算出した値とを記載した。
－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（３）

得られた連続鋳造品に対して、上記の実験例と同様に、均質化熱処理、鍛造加工、溶体化処理、焼き入れ処理、人工時効処理をこの順で行って、図５に示す形状のアルミニウム合金鍛造品１００を得た。

＜評価＞
上記のようにして得られた各アルミニウム合金鍛造品について下記評価法に基づいて評価を行った。その結果を、下記の表３に示す。

［常温での耐力の評価法］
アルミニウム合金鍛造品から、標点間距離２５．４ｍｍ、平行部直径６．４ｍｍの引張試験片を採取し、得られた引張試験片の常温（２５℃）引張試験を行うことによって、耐力を測定した。得られた耐力を、下記の判定基準に基づいて評価した。
（判定基準）
「〇」…常温での耐力が３７０ＭＰａ以上である。
「×」…常温での耐力が３７０ＭＰａ未満である。

［耐食性の評価法］
アルミニウム合金鍛造品からＣリングの試験片を採取し、上記の実験例と同様に応力腐食割れ試験を行った。Ｃリング試験片の応力腐食割れ発生の有無を、下記の判定基準に基づいて評価した。
（判定基準）
「×」…Ｃリング試験片に応力腐食割れが発生している。
「△（やや不良）」…Ｃリング試験片に応力腐食割れではないが、応力腐食割れに至る可能性の高い粒界腐食が発生している。
「○（良好）」…Ｃリング試験片に応力腐食割れや粒界腐食が発生していない。

［金属組織（析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値）］
各アルミニウム合金鍛造品から縦７ｍｍ×横７ｍｍ×厚さ３ｍｍ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（Ｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｐｏｌｉｓｈｅｒ）を用いて研磨した。研磨後の組織観察用サンプル片について、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、視野面積が８０００μｍ^２（横１００μｍ×縦８０μｍ）となる領域の断面組織を撮影した。次いで、ＦＥ－ＳＥＭ写真を撮影した領域について、ＥＤＳによる元素の線分析を実施してその領域内に存在する化合物を定性分析した。得られたＦＥ－ＳＥＭ写真とＥＤＳによる元素分析の結果から、長径が０．１μｍ以上の析出物を抽出し、析出物と結晶粒界の距離を測定し、析出物から結晶粒界までの最短距離を得た。析出物から結晶粒界までの最短距離の測定は８箇所について行い、その平均を、析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値とした。析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値を、下記の判定基準に基づいて評価した。
（判定基準）
「〇」…析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にある。
「×」…析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ未満又は２．０μｍを超える。

［総合評価］
常温での耐力、耐食性および金属組織の３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）
「〇」…３つの評価の全てが〇である。
「×」…３つの評価のうち１つ以上が×である。

表３の結果から、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉを本発明の範囲内で含み、Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率に対するＣｕの含有率が本発明の範囲内にあるアルミニウム合金の鍛造品は、視野面積が８０００μｍ^２の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にあり、常温での耐力と耐食性とに優れることが確認された。これに対して、Ｍｇ_２Ｓｉ換算含有率に対するＣｕの含有率が本発明の範囲を超える比較例１、２のアルミニウム合金の鍛造品は、析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が２．０μｍを超えており、耐食性が低下することがわかる。

１アルミニウム合金鍛造品
１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ結晶
２結晶粒界
３析出物
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
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

Ｃｕの含有率が０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲内、Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．３０質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金鍛造品であって、下記の式（１）および（２）を満足し、
［Ｍｇの含有率］×１．５８７≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（１）
［Ｓｉの含有率］×２．７３０≧－４．１×［Ｃｕの含有率］^２＋７．８×［Ｃｕの含有率］－１．９・・・（２）
視野面積が８０００μｍ^２の断面組織における長径が０．１μｍ以上の析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の範囲内にあることを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。
前記Ｍｇの含有率が０．６３質量％以上１．２５質量％以下の範囲内にあって、前記Ｓｉの含有率が０．６０質量％以上１．４５質量％以下の範囲内にあり、
前記Ｍｇの含有率に対する前記Ｓｉの含有率の比Ｓｉ／Ｍｇがモル比で０．５以上である請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
前記Ｍｇの含有率が０．８５質量％以上１．３０質量％以下の範囲内にあって、前記Ｓｉの含有率が０．４５質量％以上０．６９質量％以下の範囲内にあり、
前記Ｍｇの含有率に対する前記Ｓｉの含有率の比Ｓｉ／Ｍｇがモル比で０．５未満であ
る請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造品。
更にＭｎの含有率が０．０３質量％以上１．０質量％以下、Ｆｅの含有率が０．２質量％以上０．７質量％以下、Ｃｒの含有率が０．０３質量％以上０．４質量％以下、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５質量％以下、Ｂの含有率が０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内にあり、Ｚｎ含有率が０．２５質量％以下、Ｚｒ含有率が０．０５質量％以下である請求項１から３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金鍛造品。