JPWO2010126085A1 - Ａｌ合金鋳造部材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の製法は、Ｆｅ：０．２〜０．３５％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｍｇ：１．３〜２．０％、Ｚｎ：４．６〜５．１％、Ｚｒ：０．１％以上かつＴｉとの合計で０．２％以下含有し、「Ｍｇ％≧−０．５×Ｚｎ％＋３．８」及び「Ｔｉ％／Ｚｒ％≧０．２」を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するＡｌ合金溶湯を得る工程と、Ａｌ合金溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」を満たす速度で連続鋳造することによって、ＤＡＳが４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊を得る工程と、Ａｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程と、を含む。この製法によって、塑性変形異方性のないＡｌ合金鋳造部材を得る。
Description
本発明は、例えば鍛造加工を行う際に鍛造素材等として用いられるＡｌ合金鋳造部材の製造方法及びその関連技術に関する。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の部材どうしを溶接した場合、溶接部が溶接熱により再溶体化して一旦軟化するがその後の自然時効により強度は回復することが知られている。そこで、構造部材の中でも、溶接が必要でかつ高強度が求められる部材としては、一般的にＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金が用いられてきた。
一方、構造部材をアルミニウム（Ａｌ）合金の鍛造製品によって製造する技術が周知である。このような鍛造製品は、例えば下記特許文献１に示すように、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の押出部材を、鍛造素材として用いて鍛造加工することによって製造されている。
一般に、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金押出部材を鍛造素材として鍛造する際には、鍛造時における押出部材（鍛造素材）の塑性変形性能が、押出方向と、それに直交する方向とで異なり、つまり塑性変形異方性が生じてしまう。
一方、近年においては、鍛造工法の開発期間を短縮することを目的として、金型作製前に塑性変形シミュレーションを行い、鍛造加工後の形状を仮想的に確認した上で、実際に金型を製作するようにしている。
しかしながら、一般に用いられている塑性変形シミュレーションソフトは、鍛造素材の塑性変形性能を押出部材（鍛造素材）の押出方向と、押出方向に直交する方向で別々に設定することができなかった。
従って、上記したように変形塑性異方性がある鍛造素材を用いて鍛造加工を行った場合には、シミュレーション結果と実際の鍛造製品の形状とが異なってしまい、それを解決するために、金型の修正を余儀なくされ、金型製作に多大な時間が必要となるばかりか、コストも増大してしまう。 本発明の好ましい実施形態は、関連技術における上述した及び／又は他の問題点に鑑みてなされたものである。本発明の好ましい実施形態は、既存の方法及び／又は装置を著しく向上させることができるものである。
この発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであり、塑性変形異方性が生じない鍛造素材として利用することができるＡｌ合金鋳造部材を製造することができるＡｌ合金鋳造部材の製造方法を提供することを目的とする。
更に本発明の他の目的は、上記Ａｌ合金鋳造部材の製造方法に関連する技術、すなわちＡｌ合金鍛造素材の製造方法、Ａｌ合金鍛造製品の製造方法、及びＡｌ合金鋳造部材を提供することである。 本発明のその他の目的及び利点は、以下の好ましい実施形態から明らかであろう。
上記の目的を達成するため、本発明は、以下の構成を備えている。
［１］Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの合計量で０．２質量％以下含有し、「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」及び「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するＡｌ合金溶湯を得る工程と、
前記Ａｌ合金溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊を得る工程と、
前記Ａｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程と、を含むことを特徴とするＡｌ合金鋳造部材の製造方法。
前記Ａｌ合金溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊を得る工程と、
前記Ａｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程と、を含むことを特徴とするＡｌ合金鋳造部材の製造方法。
ここで鋳造速度とは、モールドから鋳塊を引張り出す速度で、単位時間当たりの鋳塊の移動速度を測定することによって得られる。鋳造時には、停止している状態から、徐々に速度を上げ、鋳造が安定した状態で最大速度となる。この最大速度を最大鋳造速度と称する。
［２］前項１に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鋳造部材を、鍛造加工用の鍛造素材として用いることを特徴とするＡｌ合金鍛造素材の製造方法。
［３］前項１に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鋳造部材に対し、熱間鍛造を行ってＡｌ合金鍛造製品を製造するようにしたことを特徴とするＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
［４］熱間鍛造を３５０〜５００℃の温度条件で行うようにした前項３に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
［５］Ａｌ合金鍛造製品に対し、４００〜５００℃で溶体化処理を行うようにした前項３または４に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
［６］Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの総量で０．２質量％以下含有し、「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」及び「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有し、
前記合金組成の溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって得られた、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって得られることを特徴とするＡｌ合金鋳造部材。
前記合金組成の溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって得られた、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって得られることを特徴とするＡｌ合金鋳造部材。
発明［１］のＡｌ合金鋳造部材の製造方法によれば、塑性変形異方性がなく、鍛造素材として好適に用いることができるＡｌ合金鋳造部材を得ることができる。
ここで、本発明において、「塑性変形異方性」は、素材を鍛造加工等によって塑性変形した際に、伸びる方向と伸び方との関連性を示すものであり、「塑性変形異方性がない（少ない）」と言う場合には、素材を塑性変形した際に、異なる方向であっても、加工速度、加工圧力、加工温度などの加工条件が同じであれば、伸び方が同じになる（伸び方がほとんど変わらない）ことを意味する。
発明［２］のＡｌ合金鍛造素材の製造方法によれば、塑性変形異方性のないＡｌ合金鍛造素材を得ることができる。
発明［３］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、引き裂き破壊性に優れ、高強度溶接構造用に適したＡｌ合金鍛造製品を得ることができる。
ここで、本発明において、「引き裂き破壊性」は、鍛造製品等において、引き裂きに対する機械的性質を示すものであり、「引き裂き破壊性に優れた（引き裂き破壊性が良い）」と言う場合には、鍛造製品等において、機械的特性が一定の方向に弱いといった部分がなく、例えば一部に穴を開け、引き裂かれるような荷重をどの方向に対して負荷しても、破壊しにくいことを意味する。
更に「高強度溶接構造」とは、高強度が要求される溶接構造材に適した構造と言うことである。
発明［４］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、鍛造加工を精度良く行うことができる。
発明［５］のＡｌ合金鍛造製品の製造方法によれば、より一層機械的強度に優れた鍛造製品を得ることができる。
発明［６］のＡｌ合金鋳造部材によれば、塑性変形異方性がなく、鍛造素材として好適に利用することができる。
本実施形態においては、本発明の製造方法によって製造されるアルミニウム（Ａｌ）合金鋳造部材が、鍛造素材として鍛造加工に用いられるものである。
本発明のＡｌ合金鋳造部材は、特有の合金組成に規定される共に、金属組織において特有の晶出物の粒径及び分布状態に制御されている。
本実施形態のＡｌ合金鋳造部材は、所定の組成を有するＡｌ合金溶湯を、所定の条件下で連続鋳造することによってＡｌ合金鋳塊を得、そのＡｌ合金鋳塊に対し、所定の均質化処理を施すことによって得られるものである。
以下に、本発明のＡｌ合金鋳造部材の構成について、その製造手順に従って詳細に説明する。
本発明における鋳造素材としてのＡｌ合金溶湯は、Ｆｅを０．２〜０．３５質量％、Ｃｕを０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇを１．３〜２．０質量％、Ｚｎを４．６〜５．１質量％、Ｚｒを０．１質量％以上でかつＴｉとの合計量（Ｚｒ質量％＋Ｔｉ質量％）で０．２質量％以下含有し、さらに「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」及び「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有している。
本発明の合金組成のうち、Ｆｅは、鋳造時の鋳塊割れや溶接時の溶接割れを抑制し、粗大再結晶を抑制する元素であり、本発明においては、Ｆｅの含有率（濃度）を０．２〜０．３５質量％に調整する必要がある。
Ｆｅの含有率が０．２質量％未満では前記効果が小さく、０．３５質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害し、また、鍛造加工後の鍛造製品が最終的に車体等に組み付けられた際に、その鍛造製品（組付部品）における伸性（延性）、靭性、疲労強度及び衝撃特性が低下するので望ましくない。
Ｃｕは、アルミニウムマトリックスに固溶して、固溶体中の溶質の過飽和度を上げるなどして、強度を付与する元素であり、本発明においては、Ｃｕの含有率（濃度）を０．０５〜０．２０質量％に調整する必要がある。
Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満では、十分な強度向上効果が得られず、０．２０質量％を超えると、強度は向上するが耐応力腐食割れ性が著しく低下し、溶接割れを発生させる危険性も生じるので望ましくない。
Ｍｎは、粗大再結晶を抑制する元素であり、本発明においては、Ｍｎの含有率（濃度）を０．３〜０．６質量％に調整する必要がある。
Ｍｎの含有率が０．３質量％未満では前記効果が小さく、０．６質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害し、また、鍛造加工後の鍛造製品が、最終的に車体等に組み付けられた際に、その鍛造製品（組付部品）における伸性、靭性、疲労強度が低下するので望ましくない。
Ｍｇは、Ｚｎと共存することにより、ＭｇＺｎ２金属間化合物（η相）を析出させて機械的強度を向上させる元素である。本発明においては、Ｍｇの含有率（濃度）を１．３〜２．０質量％に調整する必要があり、より好ましくは１．５〜２．０質量％に調整するのが良い。
Ｍｇの含有率が少な過ぎる場合には前記効果が小さく、多過ぎる場合には応力腐食割れ性や焼入れ感受性が低下するので望ましくない。
Ｚｎは、上記したように、Ｍｇと共存することによりＭｇＺｎ２金属間化合物（η相）を析出させて機械的強度を向上させる元素である。本発明においては、Ｚｎの含有率（濃度）を４．６〜５．１質量％に調整する必要があり、より好ましくは４．６〜５．０質量％に調整するのが良い。
Ｚｎの濃度が少過ぎる場合には前記効果が小さく、多過ぎる場合には応力腐食割れ性や焼入れ感受性が低下するので望ましくない。
Ｚｒは、粗大再結晶を抑制し、溶接部の結晶粒微細化を促進する元素であり、本発明においては、Ｚｒの含有率（濃度）を０．１質量％以上に調整し、かつ「ＴｉとＺｒとの添加量（含有率）合計が０．２質量％以下となるように調整する必要がある。
Ｚｒの濃度が０．１質量％未満では前記効果が小さい。またＺｒを大量に添加すると、鋳造時の結晶粒微細化のために添加されるＴｉＢ２のＢと反応して、ＺｒＢ２を生成し、結晶粒微細化を阻害する。このため、ＴｉＢ２を大量に添加する必要が生じる。しかし、ＴｉＢ２及びＺｒＢ２は硬質粒子であるため、鍛造加工後の鍛造製品に対し切削加工を行う際に、その切削加工時のバイト寿命を短くするため、あまり大量の添加は望ましくない。そこで、Ｚｒの添加量（濃度）としては、上記したように、０．１質量％以上に調整し、かつＴｉとＺｒとの添加量合計を０．２質量％以下に調整する必要がある。
なお本発明において、より好ましくは、Ｔｉの添加量を０．０３〜０．０５質量％、Ｚｒの添加量を０．１０〜０．１５質量％に設定するのが良い。
また本発明のＡｌ合金組成では、ＺｎとＭｇとの間において、「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」の関係を満足させる必要がある。
すなわちＭｇは、色々な元素と化合物を作りやすい元素であるため、Ｓｉなどの不純物元素が多く存在すると、それらと反応することによってＭｇが多く消費され、Ｚｎとのバランスが崩れ、機械的強度が低下する。このため、上記「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」の関係を満足させて、Ｍｇの添加量を制御する必要がある。
更に本発明のＡｌ合金組成では、ＴｉとＺｒとの間において、「Ｔｉ質量％／Ｚｒ質量％≧０．２」の関係を満足させる必要がある。
すなわち、Ｚｒは前述したように、鋳造時の結晶粒微細化のために添加されるＴｉＢ２のＢと反応して、ＺｒＢ２を生成し、結晶粒微細化を阻害する。そのため、Ｚｒ添加量に対するＴｉＢ２添加量が少ないと、鋳造時の結晶粒が粗くなり、機械的強度及び伸び（延び）の低下を生じ、更には、鋳造時に鋳塊の割れを生じるため、Ｔｉ及びＺｒの質量比（Ｔｉ質量％／Ｚｒ質量％）が０．２以上となるように、ＴｉＢ２及びＺｒの添加量を制御する必要がある。
本発明においては、以上の合金組成を有するＡｌ合金溶湯を、連続鋳造することによってＡｌ合金鋳塊を得るものである。
本発明で用いる連続鋳造法としては、従来公知の連続鋳造法を用いることができ、例えばホットトップ垂直連続鋳造法、気体加圧式ホットトップ垂直連続鋳造法、水平連続鋳造法等の鋳造法を挙げることができる。特に、気体加圧式ホットトップ鋳造機を用いることが好ましい。
ここで本発明の合金組成では、連続鋳造時において、「［最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）］≦−１．４３×［鋳造径（ｍｍ）］＋５００」の条件を満足させる必要がある。
すなわち最大鋳造速度が速過ぎる場合には、後述のＤＡＳが粗くなり、更に速度を上げると、鋳塊割れが発生し、好ましくない。また、理想的な組織を得るためには、鋳造速度を、鋳造径に対して反比例させる必要がある。このため、鋳造時に、上記したように［最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）］が、「−１．４３×［鋳造径（ｍｍ）］＋５００」以下となるように、鋳造速度を制御する必要がある。
本発明においては、上記のＡｌ合金鋳塊は、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）を４０μｍ以下に調整する必要がある。
すなわちＡｌ合金鋳塊におけるＤＡＳが４０μｍを超える場合、機械的強度が低下して、所望の強度が得られず、晶出物の平均粒径が８μｍを超えて、オレンジピールが発生し、塑性変形異方性が悪くなってしまいので、好ましくない。
ここでオレンジピールとは、ミクロ的な塑性変形の異方性により据込時に、素材表面の金型に拘束されていない自由面に発生する表面凹凸のことであり蝕針式表面粗さ測定器（ＪＩＳ Ｂ ０６５１）によって測定される。オレンジピールの発生は、塑性変形異方性の悪くなる前兆であるので、塑性変形異方性の評価としては好ましくない。
なおオレンジピールの発生による塑性変形異方性の悪化のメカニズムは、以下のように推定される。
すなわち、単結晶は結晶面を一方向しか有していないため、変形できる方向が特定され、塑性変形させた時に異方性が生じる。さらに多結晶体では、その内部に含まれる１つ１つの結晶に塑性変形異方性がある。
そこで、粗大な結晶粒を多数有する鋳造品（たとえば、Ｔｉ−Ｂ系微細化材の添加量が不適当で、鋳塊の微細化に失敗した鋳造品、Ｔｉ−Ｂ系微細化材添加時の溶湯温度が不適当で微細化に失敗した鋳造品、再結晶を抑制する元素（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ）の含有量が少なく、均質化処理にて二次再結晶を生じた鋳造品などを塑性変形させると、鋳造品中の粗大結晶粒が有する塑性変形異方性が無視できなくなり、変形の自由度が制限されるために表面に凹凸が生じる。この凹凸は、十点平均粗さＲＺ（ＪＩＳ Ｂ ０６０１）が１００μｍ以上であり、その結果、オレンジピールが発生する。特に金型に触れていない面では、表面の塑性変形が金型で拘束されていないため、顕著にオレンジピールが現れる。
以上からオレンジピールが発生しているということは、鋳造品中の結晶が有している塑性変形異方性が無視できなくなっているということであり、その結果、鋳造品として塑性変形異方性を有しているか、もしくは、少なくとも塑性変形異方性を内在していると考えられる。
逆に、オレンジピールが発生していないものでは、鋳造品中の微小で多数の結晶粒により多数の変形方向が存在することになり、鋳造品として特定な方向への変形性が生じないので、その結果、自由な変形が可能であり、すなわち塑性変形異方性が無いことになる。
従って、本発明においては、ＤＡＳを上記したように、４０μｍ以下にする必要があり、好ましくは３５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下にするのが良い。
次に、本発明において、ＤＡＳの大きさの制御方法について説明する。
表１は最大鋳造速度とＤＡＳとの関係を示すものである。表１から判るように、最大鋳造速度とＤＡＳとの間には密接な関係があり、最大鋳造速度に基づいて、ＤＡＳの大きさを制御することが可能である。図２は最大鋳造速度とＤＡＳとの関係をグラフ化したものであり、黒塗りの菱形印はＤＡＳが４０μｍ以下のものであり、黒塗りの正方形印はＤＡＳが４０μｍを超えるものである。さらに同グラフには「［最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）］＝−１．４３×［鋳造径（ｍｍ）］＋５００」で表される直線を記載している。同図に示すように、［最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）］＝−１．４３×［鋳造径（ｍｍ）］＋５００の直線を境に、下側にＤＡＳが４０μｍ以下のもの、上側に４０ミクロンを超えるものが配置されており、「［最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）］≦−１．４３×［鋳造径（ｍｍ）］＋５００」の関係を満足させることによって、上記したように、ＤＡＳの大きさを４０μｍ以下に抑えることができる。
なお本発明において、ＤＡＳの測定は、軽金属学会発光の『軽金属（１９８８）、Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載の『デンドライトアームスペーシング測定手法』に従って行うものである。
また本発明のＡｌ合金鋳塊は、晶出物の平均粒径を８μｍ以下に調整する必要がある。すなわち晶出物の平均粒径が８μｍ以下であれば、鍛造時の塑性加工性が良好となり、鍛造製品における伸性、靭性、疲労強度も良好なものとなる。
なおこの発明において、晶出物とは、Ａｌ−Ｓｉ系の晶出物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の晶出物が結晶粒界に粒状又は片状に晶出したものを言う。
本発明においては、上記のＡｌ合金鋳塊に対して均質化処理を行って、Ａｌ合金鋳造部材を得るものである。
本発明において、均質化処理は、４００〜６００℃、好ましくは４３０〜５００℃の温度下で、１時間以上保持する処理である。
この均質化処理の処理温度が低過ぎる場合には、溶質原子の拡散速度が遅くなるため、ミクロ偏析が残存することになり、鍛造時の塑性加工性を阻害するおそれがある。更に処理時間が１時間未満の場合には、溶質原子が拡散に要する時間を確保できないため、処理温度が低いときと同様の弊害を生じるおそれがある。また処理温度が６００℃より高いと、鋳塊が局部溶解するおそれがあり、好ましくない。
なお、均質化処理においては、再結晶抑制に有効なＺｒ金属間化合物の析出も同時平行にて進行する。Ｚｒ金属間化合物の析出は、４３０℃未満でも析出は進行するが、長時間の処理が必要となり、また５００℃を超えると、均一な析出とならない。従って、均質化処理においては、処理温度を４３０〜５００℃に調整するのが望ましい。
以上のように得られた本発明のＡｌ合金鋳造部材は、鍛造素材として好適に用いられるものである。
すなわち上記Ａｌ合金鋳造部材としての鍛造素材を、３５０〜５００℃の温度条件で、熱間鍛造することによって、Ａｌ合金鍛造製品を製造するものである。
なお、鍛造素材となる鋳造部材は、鍛造金型に投入する前に、機械加工（例えば切断加工、表層の切削加工）を行ったり、さらに必要に応じて塑性加工（例えば据え込み加工）を行うのが通例である。
また言うまでもなく、鍛造工程は複数回行うようにしても良い。
ここで、熱間鍛造時の温度が３５０℃より低い場合には、鍛造時の塑性加工性が悪化し、所望する形状の鍛造製品が得られないばかりか、金型の破損、鍛造製品の割れを生じる原因となる。また熱間鍛造時の温度が５００℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造製品の表面付近に穴欠陥が生じたり、融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。従って本発明においては、熱間鍛造時の温度条件を、３５０〜５００℃に調整するのが望ましい。
また本発明においては、上記ように得られたＡｌ合金鍛造製品に対し、４００〜５００℃で溶体化処理を行うことによって、鍛造製品の機械的強度をより一層向上させることができる。
この溶体化処理において、処理温度が４００℃よりも低い場合、析出強化元素の固溶量が少なくなるため、その後の時効処理での析出量が少なくなり、十分な機械的強度が得られなくなるおそれがある。また処理温度が５００℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造製品の表面付近に穴欠陥及び融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。
以上説明したように、本発明によれば、塑性変形異方性に優れたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鋳造部材を得ることができ、その鋳造部材を用いて、高精度に鍛造加工することができる。
特に本発明による鋳造部材は、三次元的に複雑な形状、例えばシミュレーション結果と実際の鍛造製品の形状との差が大きくなりやすい形状（例えば、径方向に対して、長手方向の長さが短く、側面方向からの加圧が必要な形状）を有する鍛造品を鍛造成形する際に用いる鍛造素材として、好適に用いることができる。
また本発明によって得られたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金鍛造製品は、引き裂き破壊性に優れるとともに、高強度溶接造構用の部品として好適に使用することができる。
引き裂き破壊性が優れるものとは、好ましくは、引張強度、０．２％耐力、破断伸びについて、素材長手方向に平行な方向をＬ方向、及び直交する方向をＬＴ方向としたとき、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合が±５％以内のものである。
また、高強度溶接造構用の部品としては、ゴルフクラブベッド、オートバイ用燃料タンク、オートバイ用フレーム、オートバイ用スイングアーム、四輪自動車用サブフレーム、四輪自動車用バンパービーム、四輪自動車用ステアリングコラムシャフト、鉄道車両用構造体、などに用いる部品を挙げることがきでる。
さらに本発明の鍛造製品の製造方法によれば、所望の鍛造製品を短い開発期間で安価に得ることができる。しかも本製法によって得られる鍛造製品は、軽量かつ小型で高い品質に仕上げることができ、車両フレーム等として車両に搭載した際には、搭載される車両の運動性能及び環境性能を一段と向上させることが可能となる。
参考までに、Ａｌ合金押出部材を鍛造素材として鍛造加工し、Ｔ６熱処理を行った鍛造製品は、従来例で述べたように、元々の押出部材の押出方向に平行な方向に対しては高い伸びを示すが、押出方向に直交する方向に対しての伸びは低くなってしまう。具体的に説明すると図４に示すように、押出部材を鍛造加工して、従来のオートバイのフレーム（１）を製作した場合には、押出方向に平行な方向に対しては高い伸びを示すが、押出方向に直交する方向に対しての伸びは低くなる傾向、つまり特定方向の機械的強度が低く、十分な引き裂き破壊性を得ることは困難である。従って、従来の鍛造製品としてのオートバイフレーム（１）において、シャフト（２）が挿入固定される部分は、引き裂き破壊を抑制するために、押出方向に対し直交する方向の寸法が大きくなるように設計を行う必要がある。このためシャフト固定部のサイズを大きくせざるを得ず、ひいてはオートバイフレーム（１）全体の大型高重量化を来すおそれがある。
これに対し、本発明に準拠して得られた鍛造製品としてのオートバイフレーム（１）は、塑性変形時の異方性等の機械的特性に優れているため、シャフト固定部のサイズが小さくとも、引き裂き破壊を確実に防止でき、オートバイフレーム自体の小型軽量化を図ることができ、ひいてはオートバイ全体の小型軽量化を図ることができる。
次に表２及び図２Ａ，２Ｂを参照しつつ、本発明の実施例及び比較例について詳細に説明する。
なお図２Ａは実施例及び比較例の各サンプルの合金組成におけるＺｒ含有量とＴｉ含有量との関係を示すグラフである。同グラフにおいて、「実」は実施例、「比」は比較例、丸数字は実施例及び比較例の各番号を示し、実施例は「○」印、比較例は「×」印で示している。更に同グラフにおいて、線分（Ａ１）は「Ｚｒ質量％＝０．１質量％」、線分（Ａ２）は「［Ｔｉ質量％］＋［Ｚｒ質量％］＝０．２質量％」、線分（Ａ３）は「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］＝０．２」で特定される線分をそれぞれ示す。従ってこれらの線分（Ａ１）〜（Ａ３）で囲まれる領域が、ＺｒとＴｉの関係の基で本発明の要旨に相当する部分である。更に図２Ａにおいて破線で囲まれる領域は、本発明の好適範囲である。
また図２Ｂは実施例及び比較例の各サンプルの合金組成におけるＺｎ含有量とＭｇ含有量との関係を示すグラフである。同グラフにおいて、「実」は実施例、「比」は比較例、丸数字は実施例及び比較例の各番号を示し、実施例は「○」印、比較例例は「×」印で示している。更に線分（Ｂ１）は「［Ｍｇ質量％］＝１．３」、線分（Ｂ２）は「［Ｍｇ質量％］＝２．０」、線分（Ｂ３）は「［Ｚｎ質量％］＝４．６」、線分（Ｂ４）は「［Ｚｎ質量％］＝５．１」、線分（Ｂ５）は「［Ｍｇ質量％］＝−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」で特定される線分を示す。従ってこれらの線分（Ｂ１）〜（Ｂ５）で囲まれる領域が、ＺｎとＭｇの関係の基で本発明の要旨に相当する部分である。更に図２Ｂにおいて破線で囲まれる領域は、本発明の好適範囲である。
＜実施例１〜７、比較例４〜１９＞
表２及び図２Ａ，２Ｂに示すように、実施例１〜７及び各比較例４〜１９の各サンプルを作製するために、各サンプルに対応する組成のＡｌ合金を溶解し、フラックスによる脱ガス処理及び介在物除去処理を行った後、ＴｉとＺｒの反応による鋳塊の微細化不良を防止するために、鋳造直前の脱ガス処理炉にてＴｉ−Ｂ微細化材を添加した。
表２及び図２Ａ，２Ｂに示すように、実施例１〜７及び各比較例４〜１９の各サンプルを作製するために、各サンプルに対応する組成のＡｌ合金を溶解し、フラックスによる脱ガス処理及び介在物除去処理を行った後、ＴｉとＺｒの反応による鋳塊の微細化不良を防止するために、鋳造直前の脱ガス処理炉にてＴｉ−Ｂ微細化材を添加した。
こうして得られた各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯を金型に鋳込んで、図３に示すような形状のディスクサンプル（３）を採取し、ＪＩＳ Ｈ １３０５に記載の発光分光分析により分析した。
なおディスクサンプル（３）の各種サイズ（ｓ１）〜（ｓ６）は次の通りである。すなわちｓ１が１８ｍｍ、ｓ２が３０ｍｍ、ｓ３が５０ｍｍ、ｓ４が３５ｍｍ、ｓ５が５ｍｍ、ｓ６が５ｍｍである。
分析の結果、表２に示す目標成分値の各サンプルが得られたことを確認した後、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯に対し、気体加圧式ホットトップ鋳造機を用いて、連続鋳造を行い、各サンプルに対応するＡｌ合金鋳造部材（鋳塊）を作製した。この鋳造時の鋳造条件としては、鋳造直前の溶湯温度が液相線温度（６５０℃）以上となるよう調整しながら、表２に示した鋳造速度にて、表２に示した直径の丸棒を連続鋳造した。
こうして得られた各サンプルに対応する鋳塊を、旋盤にて直径６０ｍｍになるように外周切削加工を実施した後、定尺に切断し、表２に示す条件で均質化処理を施した。そして、均質化処理後の連続鋳造丸棒を８０ｍｍの長さで切断し、各サンプルに対応する鍛造素材を作製した。
この鍛造素材を、表２に示す条件で予備加熱した後、丸棒側面方向から厚さ３５ｍｍに据え込んだ。その後の据込品（鍛造製品）に表２に示す条件でＴ６熱処理を施した。これにより、実施例１〜７、比較例４〜１９に対応する鍛造品サンプルを作製した。
＜比較例１〜３＞
比較例１〜３の各サンプルを作製するために、上記と同様に、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯を準備し、上記と同様に、ディスクサンプル（３）を採取して、各サンプルの成分値を分析した。
比較例１〜３の各サンプルを作製するために、上記と同様に、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯を準備し、上記と同様に、ディスクサンプル（３）を採取して、各サンプルの成分値を分析した。
分析の結果、目標成分値の各サンプルを得られたことを確認した後、各サンプルに対応するＡｌ合金溶湯に対し、気体加圧式ホットトップ鋳造機を用いて、連続鋳造を行い、各サンプルに対応するＡｌ合金鋳造部材（鋳塊）を作製した。この鋳造時の鋳造条件としては、鋳造直前の溶湯温度が液相線温度（６５０℃）以上となるよう調整しながら、表２に示した鋳造速度にて、直径２１０ｍｍの丸棒を連続鋳造した。
こうして得られた各サンプルに対応する鋳造部材を、定尺に切断し、表２に示す条件で均質化処理を施した。そして、均質化処理後の連続鋳造丸棒を切断し、間接押出機にて直径７０ｍｍの丸棒に押出加工を施した。更にその丸棒状の押出部材を６０ｍｍの長さで切断し、表２に示す条件で予備加熱した後、丸棒側面方向から厚さ３５ｍｍに据え込んだ。その後の据込品（鍛造製品）に表２に示す条件でＴ６熱処理を施した。これにより、比較例１〜３に対応する鍛造品サンプルを作製した。
＜評価＞
なお、表３において、各測定値の単位は以下の通りである。晶出物の平均粒径は［μｍ］、ＤＡＳは［μｍ］、引張強度は［ＭＰａ］、０．２％耐力は［ＭＰａ］、破断伸びは［ＭＰａ］である。
表３に示すように、得られた試料（鍛造品サンプル）について、シミュレーションによる据込加工された仮想の据込品寸法と、実際に据込加工された鍛造品サンプルの寸法を比較した。そして、シミュレーション結果に対する寸法差が１％以内を塑性変形異方性「無し」とし、１％を超えたものを塑性変形異方性「有り」とした。
また、素材表面の金型に拘束されていない自由面に発生する表面凹凸を蝕針式表面粗さ測定器（ＪＩＳ Ｂ ０６５１）にて測定し、十点平均粗さＲＺ（ＪＩＳ Ｂ ０６０１）が１００μｍ以上であったものを、「オレンジピールの発生（オレンジピールの発生有り）」とした。
その後、溶剤除去性浸透探傷試験（カラーチェック）によりサンプル表面の割れ及び穴欠陥の有無を確認した後、試料を切断し、断面を研磨した。さらにその研磨したサンプルをミクロ組織観察を行い、晶出物の平均粒径［μｍ］を測定した。
晶出物の平均粒径を求めるための晶出物の大きさの測定方法は、顕微鏡を有した画像解析装置（ルーゼックス）でミクロ組織を同定し、個々の晶出の断面積を円に換算したときの直径を粒径とした。さらに２３０×３００μｍの範囲内に存在する晶出物の粒径を平均して平均粒径とした。
更に研磨したサンプルをエッチングし、金属顕微鏡にて観察し、ＤＡＳ［μｍ］を測定した。ＤＡＳの測定方法は、軽金属学会発行の『軽金属（１９８８年）、ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載の、『デンドライトアームスペーシング測定手順』に従って行った。
また、顕微鏡観察の際には、切削性を悪化させるＴｉ系の金属間化合物がないかどうかについても確認した。
更に光路に偏光ガラスを挿入した金属顕微鏡にて各サンプルを観察し、表面及び内部における粗大再結晶の有無を確認した。なお、結晶粒径の測定方法は、光学顕微鏡写真上で切片法によって求め、５００μｍ以上の結晶粒がある場合について、粗大再結晶粒「有り」と判断し、それ以外の場合を粗大再結晶粒「無し」と判断した。
更に、各サンプルにおいて、元々の素材長手方向に平行な方向（Ｌ方向）及び直交する方向（ＬＴ方向）からＪＩＳ１４Ａ比例試験片を採取し、引張強度［ＭＰａ］、０．２％耐力［ＭＰａ］、破断伸び［ＭＰａ］を測定した。
引き裂き破壊性を示す指標として、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合を算出した。
更に、据込品（鍛造品サンプル）から、２ｍｍ×４．３ｍｍ×４２．４ｍｍの試験片を切り出し、４．３ｍｍ×４２．４ｍｍの面の中央部に、３点曲げ治具を用いて耐力の７０％に相当する応力を負荷した。負荷の際には、試験片と治具との間は電気的に絶縁した。腐食液として、純水１リットル当り、酸化クロム（ＩＶ）３６ｇ、二クロム酸カリウム３０ｇ、塩化ナトリウム３ｇを溶解させ、９５〜１００℃に保持した溶液を用意した。応力を負荷した試験片をこの腐食液中に１６時間浸漬した後に、試験片を外観観察し、割れが発生しているかどうかについて確認した。
＜結果＞
実施例１〜７については、本発明の要件を全て満たしているため、塑性変形異方性は発生せず、試料に割れ及び穴欠陥は発生せず、表面及び内部に粗大な再結晶は認められなかった。また、引張強度、０．２％耐力、破断伸びについても、優れた特性が得られ、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合も±５％以内と僅かなものであり、引き裂き破壊性も良好で、応力腐食割れも発生しなかった。
実施例１〜７については、本発明の要件を全て満たしているため、塑性変形異方性は発生せず、試料に割れ及び穴欠陥は発生せず、表面及び内部に粗大な再結晶は認められなかった。また、引張強度、０．２％耐力、破断伸びについても、優れた特性が得られ、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合も±５％以内と僅かなものであり、引き裂き破壊性も良好で、応力腐食割れも発生しなかった。
これに対し、比較例１〜３では、押出材を鍛造素材として使用しているため、塑性変形異方性があり、更に、Ｌ方向に対するＬＴ方向の引張強度、０．２％耐力、破断伸びが低下していた。特に破断伸びの低下幅が大きくなっていた。
また比較例１〜３は、鋳造速度が「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たしていないために、ＤＡＳの値が４０μｍを超え、そのため晶出物の平均粒径が８μｍを超え、塑性変形異方性をより悪化させた。
比較例４のものは、Ｍｇ、Ｚｎの添加量が少なすぎたため、引張強度及び０．２％耐力が低下した。
比較例５のものは、Ｆｅ、Ｍｎの添加量が多すぎるため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し、晶出物の平均粒径が大きくなっている。このため、鍛造時に晶出物を基点に割れが発生した。
比較例６のものは、Ｚｒの添加量が少なかっため、据込品（サンプル）表面及び内部に粗大再結晶を生じ、外観品質が悪化していた。更に、破断伸びも低下し、応力腐食割れも発生した。
比較例７のものは、Ｔｉ添加量が少なく、かつ、Ｔｉに対するＺｒの質量比（Ｔｉ量／Ｚｎ量）が０．２以上を満たしていないため、オレンジピールが発生した。その理由は、ＺｒがＴｉとの化合物を形成してしまうので、Ｔｉの鋳造塊微細化効果が阻害され、その結果結晶粒が粗大化したため、と推定される。また、引張試験では、破断伸びが低下した。
比較例８のものは、Ｚｎの添加量は多いが、これに対応するＭｇの添加量が少ないため、主要強化成分の析出強化が十分に行われず、引張強度及び０．２％耐力が低下した。
比較例９のものは、均質化処理温度が高すぎたため、共晶融解を生じ、試料の表面に穴欠陥を生じた。
比較例１０のものは、鍛造温度が低すぎたため、限界割れを生じた。
比較例１１のものは、溶体化温度が低すぎたため、析出強化元素の固溶が十分に行われず、析出量が不足し、引張強度、０．２％耐力が低下した。
比較例１２のものは、鋳造径が大きいため、ＤＡＳが大きくなり、伸びが低下した。また、鋳造速度が「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たしていないために、ＤＡＳの値が４０μｍを超え、そのため晶出物の平均粒径が８μｍを超え、オレンジピールが発生した。
比較例１３のものは、鋳造径が大きい為、ＤＡＳが大きくなり、伸びが低下した。また、鋳造速度が「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たしていないため、ＤＡＳの値が４０μｍを超え、さらに主要成分は本発明の要件を満たしているものの、アルミ以外の元素の添加総量が多い目となっている。その上さらに鋳造棒径が大きいなどの不適当な条件が重なったことにより、晶出物の平均粒径が８μｍを大幅に超えてしまい、その結果、オレンジピールが発生し、このオレンジピールにより表面粗さが粗い箇所で微細な割れを生じた。
比較例１４のものは、Ｚｎ量が多すぎたため、アルミニウムよりも卑な相が粒界に多量に連続析出し、この粒界に沿って応力腐食割れが生じた。
比較例１５のものは、Ｍｇ量が多すぎたため、伸びが低下した。また、比較例１４と同様の理由で、応力腐食割れが生じた。
比較例１６のものは、［Ｚｒ量］＋［Ｔｉ量］が０．２質量％以上であるため、光学顕微鏡観察にて、鋳造部材から鍛造素材を得たり、鍛造品を最終形状に仕上げたりする際の機械加工時に刃具の摩耗やバリの発生の原因となるＴｉ系の金属間化合物が多数観察された。
比較例１７〜１９のものは、鋳造径に対する鋳造速度が速すぎたため、晶出物の粒径及びＤＡＳが大きくなり、伸びが低下した。また、鋳造速度が「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たしていないために、ＤＡＳの値が４０μｍを超え、そのため晶出物の平均粒径が８μｍを超え、オレンジピールが発生した。
一方、以上の実施例等を鍛造加工技術の観点から評価しても、実施例の鋳造部材が鍛造素材として好適であるが判る。
すなわち鍛造用素材としして用いられる鋳造部材は、（１）応力腐食割れが発生しない、（２）強度が所定値（４００［ＭＰａ］）以上である、（３）割れが発生しない等の条件を満たすことが必要である。
しかしながら、比較例４，５，６，８，９，１１，１４，１５はこれらの条件（１）〜（３）のいずれかを満たすことができていない。
なお、比較例１０は鍛造の条件についてのものであり、鋳造品としては実施例１と同等である。比較例１６は金属間化合物が多発していたので、機械加工性の点で鍛造素材として使えない。
また比較例１〜３は、引き裂き破壊性（ＬＴ／Ｌ）が０．９５未満であり、塑性変形異方性に劣り、鍛造素材としては不向きである。
また比較例７，１２，１３，１７は、オレンジピールの発生しているため、少なくとも塑性変形異方性を内在しており、鍛造素材としては不向きである。つまり、比較例１２，１７は、ＤＡＳが４０μｍ以下、伸びが０．９６ＭＰａ未満である。さらに比較例１２，１７は鋳造速度が十分でない。また比較例７，１３は組成が不適切である。その結果、比較例７，１２，１３，１７は伸びが好ましい値の０．９６以上を満たさず、オレンジピールが発生している。
これに対し、実施例１〜７は、全ての測定結果が良好であり、上記の鍛造素材としての条件（１）〜（３）を十分に満たしている。従って、鍛造素材として好適に用いることができる。
以上の実施例から明らかように、本発明によれば、塑性変形異方性が少なく引き裂き破壊性に優れた高強度溶接構造用Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系鋳造合金部材を得ることができる上更に、引き裂き破壊性に優れた高強度溶接構造用Ａｌ合金鍛造製品を得ることができる。 本願は、２００９年４月３０日付で出願された日本国特許出願の特願２００９−１１１０７２号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
本発明は、多くの異なった形態で具現化され得るものであるが、この開示は本発明の原理の実施例を提供するものと見なされるべきであって、それら実施例は、本発明をここに記載しかつ／または図示した好ましい実施形態に限定することを意図するものではないという了解のもとで、多くの図示実施形態がここに記載されている。
本発明の図示実施形態を幾つかここに記載したが、本発明は、ここに記載した各種の好ましい実施形態に限定されるものではなく、この開示に基づいていわゆる当業者によって認識され得る、均等な要素、修正、削除、組み合わせ（例えば、各種実施形態に跨る特徴の組み合わせ）、改良及び／又は変更を有するありとあらゆる実施形態をも包含するものである。クレームの限定事項はそのクレームで用いられた用語に基づいて広く解釈されるべきであり、本明細書あるいは本願のプロセキューション中に記載された実施例に限定されるべきではなく、そのような実施例は非排他的であると解釈されるべきである。
本発明のＡｌ合金鋳造部材の製造方法は、高品質のＡｌ合金鍛造製品を製造するための鍛造加工技術に適用可能である。
１：オートバイフレーム（鍛造製品）
Claims (6)
- Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの合計量で０．２質量％以下含有し、「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」及び「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有するＡｌ合金溶湯を得る工程と、
前記Ａｌ合金溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊を得る工程と、
前記Ａｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって、Ａｌ合金鋳造部材を得る工程と、を含むことを特徴とするＡｌ合金鋳造部材の製造方法。 - 請求項１に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鋳造部材を、鍛造加工用の鍛造素材として用いることを特徴とするＡｌ合金鍛造素材の製造方法。
- 請求項１に記載の製造方法によって製造されたＡｌ合金鋳造部材に対し、熱間鍛造を行ってＡｌ合金鍛造製品を製造するようにしたことを特徴とするＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
- 熱間鍛造を３５０〜５００℃の温度条件で行うようにした請求項３に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
- Ａｌ合金鍛造製品に対し、４００〜５００℃で溶体化処理を行うようにした請求項３または４に記載のＡｌ合金鍛造製品の製造方法。
- Ｆｅ：０．２〜０．３５質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．３〜０．６質量％、Ｍｇ：１．３〜２．０質量％、Ｚｎ：４．６〜５．１質量％、Ｚｒ：０．１質量％以上かつＴｉとの総量で０．２質量％以下含有し、「［Ｍｇ質量％］≧−０．５×［Ｚｎ質量％］＋３．８」及び「［Ｔｉ質量％］／［Ｚｒ質量％］≧０．２」の関係を満たし、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金組成を有し、
前記合金組成の溶湯を、「最大鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）≦−１．４３×鋳造径（ｍｍ）＋５００」の条件を満たす鋳造速度で連続鋳造することによって得られた、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下、かつ晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するＡｌ合金鋳塊に対して、４５０〜６００℃の温度に１時間以上保持する均質化処理を施すことによって得られることを特徴とするＡｌ合金鋳造部材。
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