WO2023139960A1 - アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法 Download PDF

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WO2023139960A1
WO2023139960A1 PCT/JP2022/045362 JP2022045362W WO2023139960A1 WO 2023139960 A1 WO2023139960 A1 WO 2023139960A1 JP 2022045362 W JP2022045362 W JP 2022045362W WO 2023139960 A1 WO2023139960 A1 WO 2023139960A1
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aluminum alloy
forged product
mold
less
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卓也 荒山
寛秋 村上
佳文 木村
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株式会社レゾナック
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy forged product and a method for manufacturing the same. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-5676 filed in Japan on January 18, 2022, the content of which is incorporated herein.
  • Al-Mg-Si alloys are often used as aluminum alloy materials.
  • such automotive parts are manufactured by forging, which is one type of plastic working, using an aluminum alloy material as a working material.
  • the above-mentioned Al-Mg-Si-based high-strength alloy has the problem that it is not possible to obtain sufficiently high strength due to the recrystallization of the worked structure in the forging and heat treatment processes and the generation of coarse crystal grains. Therefore, in order to prevent the formation of coarse recrystallized grains, Zr is added to prevent recrystallization (see, for example, Patent Documents 1 and 2 above).
  • Zr is effective in preventing recrystallization, it has the following problems. (1) The addition of Zr weakens the effect of refining the grains of the Al--Ti--B alloy, coarsens the grains of the ingot itself, and reduces the strength of the processed product (forged product) after plastic working. (2) Since the grain refining effect of the ingot itself is weakened, ingot cracks are likely to occur, internal defects increase, and the yield deteriorates. (3) Zr forms a compound with an Al-Ti-B alloy, and the compound deposits on the bottom of the furnace where the molten alloy is stored, contaminating the furnace.
  • One aspect of the present invention has been made in view of the above technical background, and one of the objects thereof is to provide an aluminum alloy forged product having excellent fatigue properties at room temperature and a method for producing the same.
  • One aspect of the present invention provides the following means in order to solve the above problems.
  • Cu 0.15% by mass to 1.0% by mass
  • Mg 0.6% by mass to 1.35% by mass
  • Si 0.95% by mass to 1.45% by mass
  • Mn 0.4% by mass to 0.6% by mass
  • Fe 0.2% by mass to 0.7% by mass
  • Cr 0.05% by mass to 0.35% by mass
  • Ti 0.012% by mass to 0.035% by mass
  • B 0.0001% by mass to 0.03% by mass
  • Zn 0.25% by mass or less
  • Zr containing 0.05% by mass or less
  • An aluminum alloy forged product composed of an aluminum alloy whose balance is Al and inevitable impurities, The grain size is 20 to 40 ⁇ m in the portion where the maximum principal stress is applied to the aluminum alloy forged product
  • the average value of the shortest distance from the precipitate having the major axis of 0.1 ⁇ m or more to the grain boundary in the cross-sectional structure with a visual field area of 8000 ⁇ m2 is in
  • a method for manufacturing an aluminum alloy forged product according to (1) above Prepare a molten alloy having the same composition as the aluminum alloy forged product, Casting the molten alloy at a cooling rate of 100 to 140 ° C./sec during casting, A method for producing an aluminum alloy forged product, wherein the metal structure of the obtained cast bar has a grain size of 110 ⁇ m or less.
  • an aluminum alloy forged product with excellent fatigue properties at room temperature and a method for manufacturing the same.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of the vicinity of a mold of a horizontal continuous casting apparatus for producing an aluminum alloy casting according to one embodiment of the present invention
  • FIG. FIG. 2 is an enlarged cross-sectional view of a main part in the vicinity of a cooling water cavity of the horizontal continuous casting apparatus shown in FIG. 1; It is an explanatory view explaining heat flux of a cooling wall part of a horizontal continuous casting device.
  • 1 is a perspective view of an aluminum alloy forged product produced in an example.
  • FIG. FIG. 3 is a schematic diagram for explaining the measurement of the distance at which compounds are not generated in the region containing the grain boundary in the aluminum alloy forged product.
  • the aluminum alloy forged product of this embodiment corresponds to a 6000 series aluminum alloy forged product in that it contains Mg and Si.
  • Cu has the effect of finely dispersing Mg—Si-based compounds in the aluminum alloy, and the effect of improving the tensile strength of the aluminum alloy by precipitating as Al—Cu—Mg—Si-based compounds such as the Q phase.
  • the Cu content is within the above range, the mechanical properties of the aluminum alloy forged product at room temperature can be improved.
  • Mg has the effect of improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • Mg dissolves in the aluminum matrix, or precipitates as a Mg—Si compound (Mg 2 Si) such as the ⁇ ′′ phase, or as an Al—Cu—Mg—Si compound such as the Q phase, thereby contributing to the strengthening of the aluminum alloy.
  • Mg content is within the above range, it is possible to improve the corrosion resistance as well as the mechanical properties at room temperature of the aluminum alloy forged product.
  • Si has the effect of improving the mechanical properties and corrosion resistance of aluminum alloy forgings at room temperature.
  • Si is excessively added to the aluminum alloy, the tensile strength of the aluminum alloy may decrease due to crystallization of coarse primary crystal Si grains.
  • the Si content is within the above range, it is possible to improve the mechanical properties and corrosion resistance of the aluminum alloy forged product at room temperature while suppressing the crystallization of primary crystal Si.
  • Mn forms fine granular crystallized substances containing intermetallic compounds such as Al-Mn-Fe-Si and Al-Mn-Cr-Fe-Si in the aluminum alloy, thereby improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • intermetallic compounds such as Al-Mn-Fe-Si and Al-Mn-Cr-Fe-Si in the aluminum alloy.
  • Fe (Fe: 0.2% by mass or more and 0.7% by mass or less) Fe crystallizes as fine crystallized substances containing intermetallic compounds such as Al-Mn-Fe-Si, Al-Mn-Cr-Fe-Si, Al-Fe-Si, Al-Cu-Fe, and Al-Mn-Fe in the aluminum alloy, thereby improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • intermetallic compounds such as Al-Mn-Fe-Si, Al-Mn-Cr-Fe-Si, Al-Fe-Si, Al-Cu-Fe, and Al-Mn-Fe in the aluminum alloy.
  • Cr forms fine granular crystallized substances containing intermetallic compounds such as Al-Mn-Cr-Fe-Si and Al-Fe-Cr in the aluminum alloy, thereby improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • intermetallic compounds such as Al-Mn-Cr-Fe-Si and Al-Fe-Cr in the aluminum alloy.
  • Ti 0.012% by mass or more and 0.035% by mass or less
  • Ti has the effect of refining the crystal grains of the aluminum alloy and improving the drawing workability. If the Ti content is less than 0.012% by mass, the effect of refining crystal grains may not be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.035% by mass, coarse crystallized substances may be formed and the drawability may deteriorate. In addition, when a large amount of coarse crystallized substances containing Ti are mixed into an aluminum alloy forged product, the toughness may be lowered. Therefore, the Ti content should be 0.012% by mass or more and 0.035% by mass or less. The Ti content is preferably 0.015% by mass or more and 0.030% by mass or less.
  • B has the effect of refining the crystal grains of the aluminum alloy and improving the drawing workability.
  • B has the effect of refining the crystal grains of the aluminum alloy and improving the drawing workability.
  • the grain refinement effect is improved. If the content of B is less than 0.001% by mass, there is a possibility that a sufficient grain refining effect cannot be obtained.
  • the content of B exceeds 0.03% by mass, coarse crystallized substances may be formed and mixed into the aluminum alloy forged product as inclusions.
  • the toughness may be lowered. Therefore, the content of B is set to 0.001 to 0.03% by mass.
  • the content of B is preferably 0.005 to 0.025% by mass.
  • Zn 0.25% by mass or less
  • Zn contributes to strength as solid solution strengthening if it is 0.25% or less.
  • the Zn content is preferably 0.25% by mass or less.
  • Zr 0.05% by mass or less
  • Zr When Zr is 0.05% by mass or less, it precipitates in the form of Al 3 Zr and Al—(Ti, Zr), and contributes to strength as a recrystallization suppression effect and precipitation strengthening.
  • the Zr content is preferably 0.05% by mass or less.
  • the unavoidable impurities are impurities that are unavoidably mixed into the aluminum alloy from the raw material or manufacturing process of the aluminum alloy forged product.
  • Examples of unavoidable impurities include Ni, Sn, and Be.
  • the content of these unavoidable impurities preferably does not exceed 0.1% by mass.
  • the grain size is 20 to 40 ⁇ m in the portion where the maximum principal stress is applied, and the major axis in the cross-sectional structure with a visual field area of 8000 ⁇ m 2 is 0.1 ⁇ m or more.
  • the crystal grain size exceeds 40 ⁇ m, it is not possible to obtain satisfactory tensile and fatigue properties due to the Hall-Petch law. On the other hand, if the crystal grain size is less than 20 ⁇ m, the toughness deteriorates and the impact resistance decreases. Therefore, it is necessary to control the crystal grain size within the range of 20 to 40 ⁇ m.
  • the aluminum alloy forged product of the present embodiment having a fatigue life of 6 ⁇ 10 6 or more with a load stress of 150 MPa at room temperature.
  • the region in which no compound is generated exceeds 2 ⁇ m, the grain boundary becomes weak and it is difficult to obtain a fatigue life of 6 ⁇ 10 6 or more with a load stress of 150 MPa.
  • the method for manufacturing an aluminum alloy forged product of the present embodiment can manufacture the aluminum alloy forged product through, for example, a molten metal forming process, a casting process, a homogenization heat treatment process, a forging process, a solution treatment process, a quenching process, and an aging treatment process.
  • the molten metal forming step is a step of obtaining an aluminum alloy molten metal having a composition adjusted by melting raw materials.
  • the composition of the molten aluminum alloy is the same as the composition of the aluminum alloy forged product.
  • a molten aluminum alloy can be obtained by heating and melting an aluminum alloy.
  • the raw material of the aluminum alloy may be formed by melting a mixture containing a single element of an element or a compound containing two or more elements in a proportion that produces the desired aluminum alloy.
  • Ti or B may be mixed as a grain refiner such as an Al--Ti--B rod for the purpose of controlling the grain size of the aluminum alloy produced in the casting process.
  • a molten aluminum alloy (liquid phase) is cooled and solidified into a solid (solid phase) to obtain an aluminum alloy casting.
  • the casting process can use, for example, a horizontal continuous casting method.
  • FIG. 1 and 2 show a horizontal continuous casting apparatus that can be used to manufacture the aluminum alloy castings of this embodiment.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of the vicinity of the mold 12 of the horizontal continuous casting apparatus 10.
  • FIG. 2 is an enlarged cross-sectional view of a main part near the cooling water cavity 24 of the horizontal continuous casting apparatus 10. As shown in FIG.
  • the horizontal continuous casting apparatus 10 shown in FIGS. 1 and 2 has a molten metal receiving portion (tundish) 11, a hollow cylindrical mold 12, and a refractory plate-like body (insulating member) 13 disposed between one end side 12a of the mold 12 and the molten metal receiving portion 11.
  • the molten metal receiving part 11 is composed of a molten metal inflow part 11a for receiving the aluminum alloy molten metal M obtained in the above-described molten metal forming process, a molten metal holding part 11b, and an outflow part 11c to the hollow part 21 of the mold 12.
  • the molten metal receiving part 11 maintains the level of the upper surface of the molten aluminum alloy M at a position higher than the upper surface of the hollow part 21 of the mold 12, and in the case of multiple casting, the molten aluminum alloy M is stably distributed to each mold 12.
  • the molten aluminum alloy M held in the molten metal holding portion 11b in the molten metal receiving portion 11 is poured into the hollow portion 21 of the mold 12 from the pouring passage 13a provided in the refractory plate-shaped body 13. Then, the molten aluminum alloy M supplied into the hollow portion 21 is cooled and solidified by a cooling device 23, which will be described later, and is pulled out from the other end side 12b of the mold 12 as an aluminum alloy rod B, which is a solidified ingot.
  • the other end 12b of the mold 12 may be provided with a drawer drive device (not shown) for drawing out the cast aluminum alloy rod B at a constant speed. Moreover, it is also preferable to install a synchronous cutting machine (not shown) for cutting the continuously drawn aluminum alloy rod B to an arbitrary length.
  • the refractory plate-like body 13 is a member that blocks heat transfer between the molten metal receiver 11 and the mold 12, and may be made of materials such as calcium silicate, alumina, silica, a mixture of alumina and silica, silicon nitride, silicon carbide, and graphite. Such a refractory plate-like body 13 can also be composed of a plurality of layers of different constituent materials.
  • the mold 12 is a hollow cylindrical member in this embodiment, and is made of, for example, one or a combination of two or more materials selected from aluminum, copper, or alloys thereof. Materials for the mold 12 may be selected in an optimum combination from the viewpoints of thermal conductivity, heat resistance, and mechanical strength.
  • a hollow portion 21 of the mold 12 is formed to have a circular cross-section in order to make the aluminum alloy rod B to be cast into a cylindrical rod shape, and the mold 12 is held so that a mold central axis (central axis) C passing through the center of the hollow portion 21 extends substantially horizontally.
  • the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 is formed at an elevation angle of 0° to 3° (more preferably 0° to 1°) with respect to the mold center axis C toward the casting direction of the aluminum alloy rod B (see FIG. 1). That is, the inner peripheral surface 21a is formed in a tapered shape that opens in a cone shape toward the casting direction. The angle formed by the taper is the elevation angle.
  • the angle of elevation is less than 0°, when the aluminum alloy rod B is pulled out of the mold 12, it may experience resistance at the other end 12b, which is the mold exit, making casting difficult.
  • the elevation angle exceeds 3°, the contact of the inner peripheral surface 21a with the molten aluminum alloy M becomes insufficient, and the heat removal effect from the molten aluminum alloy M and the solidified shell obtained by cooling and solidifying it to the mold 12 may be reduced, resulting in insufficient solidification.
  • re-melting texture may occur on the surface of the aluminum alloy rod B, or unsolidified molten aluminum alloy M may spout out from the end of the aluminum alloy rod B, which may lead to casting troubles, which is not preferable.
  • the cross-sectional shape of the hollow portion 21 of the mold 12 may be selected in accordance with the shape of the aluminum alloy rod to be cast, such as a triangular or rectangular cross-sectional shape, polygonal, semicircular, elliptical, or a shape having an irregular cross-sectional shape that does not have a symmetrical axis or symmetrical plane, in addition to the circular shape of the present embodiment.
  • a fluid supply pipe 22 for supplying lubricating fluid into the hollow portion 21 of the mold 12 is arranged on one end side 12 a of the mold 12 .
  • the lubricating fluid supplied from the fluid supply pipe 22 one or more lubricating fluids selected from gas lubricating agents and liquid lubricating agents can be used.
  • gas lubricating agents and liquid lubricating agents When supplying both the gas lubricant and the liquid lubricant, it is preferable to provide separate fluid supply pipes for each.
  • the lubricating fluid supplied under pressure from the fluid supply pipe 22 is supplied into the hollow portion 21 of the mold 12 through the annular lubricant supply port 22a.
  • the pumped lubricating fluid is supplied to the inner peripheral surface 21a of the mold 12 from the lubricant supply port 22a.
  • the liquid lubricant may be heated to become a decomposed gas and supplied to the inner peripheral surface 21 a of the mold 12 .
  • a porous material may be arranged in the lubricant supply port 22a, and the lubricating fluid may be exuded to the inner peripheral surface 21a of the mold 12 through the porous material.
  • the cooling device 23 of the present embodiment includes a cooling water cavity 24 containing cooling water W for cooling the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12, and a cooling water injection passage 25 that communicates the cooling water cavity 24 with the hollow portion 21 of the mold 12.
  • the cooling water cavity 24 is formed annularly so as to surround the hollow portion 21 outside the inner peripheral surface 21 a of the hollow portion 21 inside the mold 12 , and is supplied with cooling water W through a cooling water supply pipe 26 .
  • the inner peripheral surface 21a of the mold 12 is cooled by the cooling water W contained in the cooling water cavity 24, so that the heat of the molten aluminum alloy M filling the hollow portion 21 of the mold 12 is removed from the surface in contact with the inner peripheral surface 21a of the mold 12 to form a solidified shell on the surface of the molten aluminum alloy M.
  • cooling water injection passage 25 cools the aluminum alloy rod B by directing the cooling water W from the shower opening 25a facing the hollow portion 21 toward the aluminum alloy rod B at the other end side 12b of the mold 12.
  • the longitudinal cross-sectional shape of the cooling water injection passage 25 may be, for example, semicircular, pear-shaped, or horseshoe-shaped, in addition to the circular shape of the present embodiment.
  • the cooling water W supplied through the cooling water supply pipe 26 is first accommodated in the cooling water cavity 24 to cool the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12, and then the cooling water W in the cooling water cavity 24 is injected from the cooling water injection passage 25 toward the aluminum alloy rod B, but it is also possible to supply these through separate systems of cooling water supply pipes.
  • the length from the position where the extension of the central axis of the shower opening 25a of the cooling water injection passage 25 hits the surface of the cast aluminum alloy rod B to the contact surface between the mold 12 and the refractory plate-shaped body 13 is called an effective mold length L, and this effective mold length L is preferably 10 mm or more and 40 mm or less, for example. If the effective mold length L is less than 10 mm, casting will not be possible because a good film is not formed. If it exceeds 40 mm, the effect of forced cooling will be reduced, and solidification by the mold wall will become dominant.
  • the supply of the cooling water W to the cooling water cavity 24 and the injection of the cooling water W from the shower opening 25a of the cooling water injection passage 25 can be controlled by control signals from a control device (not shown).
  • the cooling water cavity 24 is formed such that the inner bottom surface 24a near the hollow portion 21 of the mold 12 is parallel to the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 .
  • parallel here includes the case where the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 is formed at an elevation angle of 0° to 3° with respect to the inner bottom surface 24a of the cooling water cavity 24, that is, the case where the inner bottom surface 24a is inclined to the inner peripheral surface 21a by more than 0° and up to 3°.
  • the cooling wall portion 27 of the mold 12 which is the portion where the inner bottom surface 24a of the cooling water cavity 24 and the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 face each other, is formed so that the heat flux value per unit area from the aluminum alloy molten metal M in the hollow portion 21 toward the cooling water W in the cooling water cavity 24 is in the range of 10 ⁇ 10 5 W/m 2 or more and 50 ⁇ 10 5 W/m 2 or less. It is
  • the thickness t of the cooling wall portion 27 of the mold 12, that is, the distance between the inner bottom surface 24a of the cooling water cavity 24 and the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 is, for example, 0.5 mm or more and 3.0 mm or less, preferably 0.5 mm or more and 2.5 mm or less.
  • the material for forming the mold 12 may be selected so that at least the cooling wall portion 27 of the mold 12 has a thermal conductivity within the range of 100 W/m ⁇ K or more and 400 W/m ⁇ K or less.
  • the aluminum alloy molten metal M in the molten metal receiving part 11 is supplied from one end side 12a of the mold 12 held so that the mold central axis C is substantially horizontal through the refractory plate-shaped body 13, and forcedly cooled at the other end side 12b of the mold 12 to become the aluminum alloy rod B.
  • the aluminum alloy rod B is pulled out at a constant speed by a pull-out driving device (not shown) installed near the other end 12b of the mold 12, so that it is continuously cast to form a long aluminum alloy rod B.
  • the pulled-out aluminum alloy rod B is cut to a desired length by, for example, a synchronized cutting machine (not shown).
  • composition ratio of the cast aluminum alloy rod B can be confirmed, for example, by a method using a photoelectric photometric emission spectroscopic analyzer (device example: PDA-5500 manufactured by Shimadzu Corporation in Japan) as described in "JIS H 1305".
  • a photoelectric photometric emission spectroscopic analyzer device example: PDA-5500 manufactured by Shimadzu Corporation in Japan
  • the difference between the liquid level of the aluminum alloy molten metal M stored in the molten metal receiving part 11 and the upper inner peripheral surface 21a of the mold 12 is preferably 0 mm to 250 mm (more preferably 50 mm to 170 mm). With this range, the pressure of the aluminum alloy molten metal M supplied into the mold 12 and the lubricating oil and the vaporized gas of the lubricating oil are well balanced, so that castability is stabilized.
  • Vegetable oil which is a lubricating oil, can be used as the liquid lubricant.
  • examples include rapeseed oil, castor oil, and salad oil. These are preferred because they have little adverse effect on the environment.
  • the lubricating oil supply rate is preferably 0.05 mL/min to 5 mL/min (more preferably 0.1 mL/min or more and 1 mL/min or less). If the supply amount is too small, there is a risk that the molten aluminum alloy M of the aluminum alloy rod B will not solidify and leak from the mold 12 due to insufficient lubrication. If the amount supplied is excessive, there is a risk that the surplus will be mixed into the aluminum alloy rod B and cause internal defects.
  • the casting speed which is the speed at which the aluminum alloy rod B is pulled out of the mold 12, is preferably 200 mm/min or more and 1500 mm/min or less (more preferably 400 mm/min or more and 1000 mm/min or less). This is because if the casting speed is within this range, the network structure of the crystallized substances formed by casting becomes uniform and fine, the resistance to deformation of the aluminum material at high temperatures increases, and the high-temperature mechanical strength is improved.
  • the amount of cooling water injected from the shower opening 25a of the cooling water injection passage 25 is preferably 10 L/min or more and 50 L/min or less (more preferably 25 L/min or more and 40 L/min or less) per mold. If the amount of cooling water is less than this, the molten aluminum alloy M may leak from the mold 12 without solidifying. In addition, the surface of the cast aluminum alloy rod B may be remelted to form a non-uniform structure, which may remain as internal defects. On the other hand, if the amount of cooling water is more than this range, there is a possibility that the mold 12 may solidify due to excessive heat removal.
  • the average temperature of the aluminum alloy molten metal M flowing into the mold 12 from the molten metal receiving part 11 is preferably, for example, 650°C or higher and 750°C or lower (more preferably 680°C or higher and 720°C or lower). If the temperature of the molten aluminum alloy M is too low, coarse crystallized substances may be formed in the mold 12 and in front of it, and may be incorporated into the aluminum alloy rod B as internal defects. On the other hand, if the temperature of the molten aluminum alloy M is too high, a large amount of hydrogen gas is likely to be taken into the molten aluminum alloy M, and may be taken into the aluminum alloy rod B as porosity, resulting in internal cavities.
  • the heat flux value per unit area from the molten aluminum alloy M in the hollow portion 21 to the cooling water W in the cooling water cavity 24 is set within a range of 10 ⁇ 10 W/m2 or more and 50 ⁇ 10 W/ m2 or less, thereby preventing the aluminum alloy rod B from being seized.
  • the cooling wall portion 27 of the mold 12 receives heat from the molten aluminum alloy M and exchanges heat by cooling the heat with the cooling water W contained in the cooling water cavity 24.
  • the heat flux per unit area is represented by the following formula (1) according to Fourier's law.
  • the cooling wall portion 27 of the mold 12 was configured so that the heat flux value per unit area was 10 ⁇ 10 W/m 2 or more. Also, the heat flux value per unit area is preferably 50 ⁇ 10 5 W/m 2 or less.
  • the mold 12 may be formed so that the thickness t of the cooling wall portion 27 of the mold 12 is, for example, in the range of 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the thermal conductivity of at least the cooling wall portion 27 of the mold 12 should be in the range of 100 W/m ⁇ K or more and 400 W/m ⁇ K or less.
  • the above-described horizontal continuous casting apparatus 10 is used to continuously supply the aluminum alloy molten metal M stored in the molten metal receiving part 11 from the one end side 12a of the mold 12 into the hollow part 21.
  • cooling water W is supplied to the cooling water cavity 24 and lubricating fluid such as lubricating oil is supplied from the fluid supply pipe 22 .
  • the aluminum alloy molten metal M supplied into the hollow portion 21 is cooled and solidified under the condition that the heat flux value per unit area in the cooling wall portion 27 is 10 ⁇ 10 5 W/m 2 or more, and the aluminum alloy rod B is cast. Further, when casting the aluminum alloy rod B, it is preferable to set the wall surface temperature of the cooling wall portion 27 of the mold 12 cooled by the cooling water W to 100° C. or less.
  • the aluminum alloy rod B obtained in this way is cooled and solidified under the condition that the heat flux value per unit area in the cooling wall portion 27 is 10 ⁇ 10 W/m 2 or more, thereby suppressing adhesion of reaction products, such as carbides, caused by contact between the gas of the lubricating oil and the molten aluminum alloy M.
  • reaction products such as carbides
  • the casting process for obtaining a cast product from the molten aluminum alloy M is not limited to the horizontal continuous casting method described above, and a known continuous casting method such as a vertical continuous casting method can be used.
  • the vertical continuous casting method is classified into the float method and the hot top method depending on the method of supplying the molten aluminum alloy M to the mold (mold 12). Below, the case of using the hot top method will be briefly described.
  • the casting equipment used for the hot top method is equipped with a mold, a molten metal receiver (header), etc.
  • the molten metal supplied to the molten metal receiving part passes through the outlet port and the header to adjust the flow rate, enters the cylindrical mold installed almost horizontally, and is forced to cool there to form a solidified shell on the outer surface of the molten metal.
  • the mold is made of a metal member with good thermal conductivity and has a hollow structure for introducing a coolant inside.
  • the refrigerant to be used can be appropriately selected from industrially available ones, but water is recommended from the viewpoint of ease of use.
  • the mold used in this embodiment is appropriately selected from metals such as copper and aluminum, or graphite from the viewpoint of heat transfer performance and durability at the contact portion with the molten metal.
  • the header generally made of refractory material, is placed on the upper side of the mold.
  • the material and size of the header may be appropriately selected according to the composition range of the alloy to be cast and the dimensions of the cast product, and are not particularly limited.
  • the average cooling rate during casting may be appropriately selected from a generally recommended range such as 10 to 300°C/sec.
  • the casting speed may be appropriately selected from a general range in horizontal continuous casting, for example, from a range of 200 to 600 mm/min.
  • the diameter of the target casting is not particularly limited, and it is preferably used for bars with a diameter of 30 to 100 mm.
  • homogenization heat treatment step In the homogenization heat treatment step, the aluminum alloy casting obtained in the casting step is subjected to homogenization heat treatment to homogenize microsegregation caused by solidification, precipitate supersaturated solid solution elements, and transform the metastable phase into an equilibrium phase.
  • the aluminum alloy casting obtained in the casting process is subjected to homogenization heat treatment at a temperature of 370°C or higher and 560°C or lower for 4 to 10 hours.
  • the homogenization heat treatment in this temperature range, the aluminum alloy casting is sufficiently homogenized and the solute atoms are sufficiently infiltrated. Therefore, sufficient strength required by subsequent aging treatment can be obtained.
  • Form process In the forging process, the aluminum alloy casting after the homogenization heat treatment process is formed into a predetermined size to obtain a forging material, the obtained forging material is heated to a predetermined temperature, and then pressure is applied with a press machine to form a mold.
  • the forging material is forged at a heating temperature of 450°C or higher and 560°C or lower to obtain a forged product (for example, an automobile suspension arm component, etc.).
  • the forging starting temperature of the forging material is preferably 450° C. or higher and 560° C. or lower. If the starting temperature is less than 450°C, the deformation resistance may become high and sufficient working may not be possible.
  • the solution treatment step is a step of heating the forged product obtained in the forging step to cause the forged product to be solutionized, thereby relaxing the strain introduced into the cast product and causing the solute elements to form a solid solution.
  • solution treatment is performed by holding the forged product at a treatment temperature of 530° C. or higher and 560° C. or lower for 0.3 to 3 hours. It is preferable that the heating rate from room temperature to the processing temperature described above is 5.0° C./min or more. If the treatment temperature is lower than 530° C., solid solution of solute elements may be insufficient. On the other hand, if the temperature exceeds 560° C., solid solution of the solute element is further promoted, but eutectic melting and recrystallization may easily occur. Moreover, when the temperature increase rate is less than 5.0° C./min, Mg 2 Si may be coarsely precipitated. On the other hand, if the treatment temperature is less than 530° C., the solutionization does not proceed, and it may become difficult to achieve high strength due to aging precipitation.
  • the quenching treatment step is a step of rapidly cooling the solid solution forging obtained by the solution treatment step to form a supersaturated solid solution.
  • the forged product is put into a water tank in which water (quenching water) is stored, and the forged product is submerged in the water for quenching.
  • the water temperature in the water tank is preferably 20°C or higher and 60°C or lower. It is preferable to put the forged product into the water tank so that the entire surface of the forged product comes into contact with water within 5 seconds or more and 60 seconds or less after the solution treatment.
  • the submersion time of the forged product varies depending on the size of the cast product, but is, for example, more than 5 minutes and less than 40 minutes.
  • the aging treatment process is a process in which the forged product is heated and held at a relatively low temperature to precipitate supersaturated solid-solution elements, thereby imparting appropriate hardness.
  • the forged product after the quenching treatment is heated to a temperature of 170° C. or more and 220° C. or less, and is held at that temperature for 0.5 hours or more and 7.0 hours or less to perform aging treatment. If the heating temperature is less than 180° C. or the holding time is less than 0.5 hours, the Mg 2 Si-based precipitates that improve the tensile strength may not grow sufficiently. On the other hand, if the treatment temperature exceeds 220° C., the Mg 2 Si-based precipitates may become too coarse, making it impossible to sufficiently improve the tensile strength.
  • Example 1 an aluminum alloy having an alloy composition shown in Table 1 below was prepared. Using the prepared aluminum alloy, a continuous cast article having a circular cross section with a diameter of 49 mm was produced.
  • the obtained continuous cast product was subjected to homogenization heat treatment, forging, solution treatment, quenching treatment, and artificial aging treatment in this order to obtain an aluminum alloy forged product having the shape shown in FIG. Table 2 below shows the conditions for the homogenization heat treatment, forging, solution treatment, quenching treatment, and artificial aging treatment.
  • a fatigue test piece having a gauge length of 30 mm and a parallel portion diameter of 8 mm was taken from each of the aluminum forgings of Examples 1 to 3 and Comparative Example 1, and a load stress of 150 MPa was applied to the obtained fatigue test piece.
  • the obtained fatigue life was evaluated based on the following criteria.
  • Method for measuring the grain size of aluminum forgings The grain size of each aluminum alloy forged product of Examples 1 to 3 and Comparative Example 1 was measured using an SEM-EBSD device. A plate-like body of 7 mm ⁇ 7 mm ⁇ thickness 3 mm was taken from the forged product and used as a sample for SEM-EBSD measurement. Measurement conditions were an acceleration voltage of 15 kV, a measurement pitch of 0.5 ⁇ m/px, an analysis area of 500 ⁇ 500 ⁇ m 2 , and a grain boundary definition angle of 15°. These results are shown in Table 3 above.
  • a sample piece for structure observation with a size of 7 mm long x 7 mm wide x 3 mm thick was cut out from each aluminum alloy forged product, and this sample piece was polished using a cross section polisher.
  • the precipitates are, for example, Mg—Si based compounds (Mg 2 Si), Al—Cu—Mg—Si based compounds (AlCuMgSi), Al—Mn—Fe—Si, Al—Mn—Cr—Fe—Si, Al—Cu—Fe, Al—Mn—Fe, Al—Cr—Si, Al 3 Zr, Al—(Ti, Zr), and CuAl 2 .
  • the average shortest distance from the precipitate to the grain boundary was within the range of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less.
  • the average value of the shortest distance from the precipitate to the grain boundary was less than 0.1 ⁇ m or greater than 2.0 ⁇ m.
  • the cooling rate during casting was calculated by measuring the DAS in the vicinity of the center of the ⁇ 49 cast bar and using the conversion formula. Moreover, the measurement of DAS was performed according to the secondary branch method. This secondary branch method is applied to tissues in which dendrites with well-developed secondary arms and relatively many dendrites with aligned arms are observed, and where there is no problem in measuring the arm spacing.
  • the DAS is measured on a circular cross-section obtained by cutting the aluminum alloy material obtained by the method described above in a direction perpendicular to the casting direction.
  • emery paper polishing, diamond paste polishing, and buffing with a colloidal silica suspension were performed in order to achieve a mirror finish, and then Barker etching was performed to reveal grain boundaries.
  • Barker etching was performed to reveal grain boundaries.
  • Observation with an optical microscope was performed at a magnification of 100 times, and a portion where dendrites were clearly observed was taken as a measurement target.
  • the molten metal that flows into the mold is rapidly cooled to form a solidified shell, so a solidified structure different from the central equiaxed crystal area is formed.
  • a structure suitable for DAS measurement by the secondary branch method described above cannot be obtained at a position up to 5 mm from the outermost surface of the ingot.
  • the area was divided into three areas from 5 mm to 10 mm from the top, the center of the ingot, and the area from 5 mm to 10 mm from the bottom of the mold, and the DAS was measured in each area.
  • the field of view to be measured by DAS was a field of view containing three crystal grains in which three or more secondary arms were clearly observed.
  • a line segment connecting the boundaries of the aligned arm groups is drawn, and the line segment length li is divided by the number of intersections ni between the line segment and each arm minus the number of arms m. DAS was calculated.
  • the DAS was measured in 3 fields randomly selected for each area, and the DAS was measured at a total of 9 points for one sample. After that, the cooling rate represented by the following formula (3) was calculated using the following cooling rate conversion formula (R: cooling rate) during casting.
  • R cooling rate conversion formula

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Abstract

本発明により、常温における疲労特性に優れたアルミニウム合金鍛造品を提供する。このアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕ：0.15～1.0質量％、Ｍｇ：0.6～1.35質量％、Ｓｉ：0.95～1.45質量％、Ｍｎ：0.4～0.6質量％、Ｆｅ：0.2～0.7質量％、Ｃｒ：0.05～0.35質量％、Ｔｉ：0.012～0.035質量％、Ｂ：0.0001～0.03質量％、Ｚｎ：0.25質量％以下、Ｚｒ：0.05質量％以下を含有し、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、当該アルミニウム合金鍛造品の最大主応力がかかる部分において結晶粒径が20～40μｍであり、且つ、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以下となる範囲の組織を有すると共に、常温における疲労特性が負荷応力150ＭＰａで6×10６以上の疲労寿命を有する。

Description

アルミニウム合金鍛造品及びその製造方法
　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。
　本願は、２０２２年１月１８日に、日本に出願された特願２０２２－５６７６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
　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。一方、高強度化の１つの手法として、塑性加工及び溶体化処理工程において再結晶組織になることを抑制し、結晶粒径を微細化することが知られている。
　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。
  本発明の一つの態様は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、常温における疲労特性に優れた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の一つとする。
　本発明の一つの態様は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。
（１）　Ｃｕ：０．１５質量％～１．０質量％、
　Ｍｇ：０．６質量％～１．３５質量％、
　Ｓｉ：０．９５質量％～１．４５質量％、
　Ｍｎ：０．４質量％～０．６質量％、
　Ｆｅ：０．２質量％～０．７質量％、
　Ｃｒ：０．０５質量％～０．３５質量％、
　Ｔｉ：０．０１２質量％～０．０３５質量％、
　Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％、
　Ｚｎ：０．２５質量％以下、
　Ｚｒ：０．０５質量％以下を含有し、
　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、
　当該アルミニウム合金鍛造品の最大主応力がかかる部分において結晶粒径が２０～４０μｍであり、
　且つ、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以下となる範囲の組織を有すると共に、
　常温における疲労特性が負荷応力１５０ＭＰａで６×１０６以上の疲労寿命を有することを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。
（２）　前記（１）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組成の合金溶湯を準備し、
　前記合金溶湯を鋳造時冷却速度１００～１４０℃／秒で鋳造して、
　得られた鋳造棒の金属組織において結晶粒径が１１０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造品の製造方法。
　本発明の一つの態様によれば、常温における疲労特性に優れた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が可能となる。
本発明の一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１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。 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。 アルミニウム合金鍛造品における粒界を含む領域において化合物が発生しない距離の測定を説明するための模式図である。
　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、その要旨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品］
　先ず、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。
　本実施形態のアルミニウム合金鍛造品は、Ｃｕ：０．１５質量％～１．０質量％、Ｍｇ：０．６質量％～１．３５質量％、Ｓｉ：０．９５質量％～１．４５質量％、Ｍｎ：０．４質量％～０．６質量％、Ｆｅ：０．２質量％～０.７質量％、Ｃｒ：０．０５質量％～０．３５質量％、Ｔｉ：０．０１２質量％～０．０３５質量％、Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％、Ｚｎ：０．２５質量％以下、Ｚｒ：０．０５質量％以下を含有し、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、当該アルミニウム合金鍛造品の最大主応力がかかる部分において結晶粒径が２０～４０μｍであり、且つ、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以下となる範囲の組織を有すると共に、常温における疲労特性が負荷応力１５０ＭＰａで６×１０６以上の疲労寿命を有することを特徴とする。
　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：０.１５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：０．６０質量％以上、１．３５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、若しくは、β”相などのＭｇ－Ｓｉ系化合物（Ｍｇ２Ｓｉ）、又は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強化に寄与する。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共に耐食性を向上させることができる。
（Ｓｉ：０．９５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。
（Ｍｎ：０．４質量％以上、０．６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。
（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－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。
（Ｃｒ：０．０５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。
（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、０．０３０質量％以下である。
（Ｂ：０．０００１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０．００１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、粗大な晶出物を形成し、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０．００１～０．０３質量％とする。Ｂの含有率は、好ましくは０．００５～０．０２５質量％である。
（Ｚｎ：０．２５質量％以下）
　Ｚｎは、０．２５％以下であれば固溶強化として強度に寄与する。しかしながら、０．２５％以上になるとＡｌ母相にＭｇＺｎ２で析出することで耐食性低下につながってしまう。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。
（Ｚｒ：０．０５質量％以下）
　Ｚｒは、０．０５質量％以下であれは、Ａｌ３Ｚｒ及び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として強度に寄与する。しかしながら、Ｚｒを０．０５質量％を超えて添加すると、粗大な化合物として晶出し強度低下につながる。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。
（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では、その最大主応力がかかる部分において結晶粒径が２０～４０μｍであり、且つ、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以下となる範囲の組織を有している。
　結晶粒径が４０μｍを超えると、ホールペッチ則の関係より、満足した引張、疲労特性を得ることができない。一方、結晶粒径が２０μｍ未満では、靭性が悪化し衝撃性が低下する。このため、結晶粒径が２０～４０μｍの範囲に制御する必要がある。
　これにより、常温における疲労特性が負荷応力１５０ＭＰａで６×１０６以上の疲労寿命を有する本実施形態のアルミニウム合金鍛造品を得ることが可能である。一方、化合物が発生しない領域が２μｍを超えると、結晶粒界が脆弱になり、負荷応力１５０ＭＰａで６×１０６以上の疲労寿命を得ることは困難である。
［アルミニウム合金鍛造品の製造方法］
　次に、上記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、上記アルミニウム合金鍛造品と同じ組成の合金溶湯を準備し、合金溶湯を鋳造時冷却速度１００～１４０℃／秒で鋳造して、得られた鋳造棒の金属組織において結晶粒径が１１０μｍ以下であることを特徴とする。
　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、時効処理工程とを経ることによって、上記アルミニウム合金鍛造品を製造することができる。
（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、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。
（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１及び図２に示す。
　なお、図１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２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１及び図２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２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。
　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２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恐れがある。
　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、１０×１０５Ｗ／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。
　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３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１０×１０５Ｗ／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。
　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１０×１０５Ｗ／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。
　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。
　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。
（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。
　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、４～１０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。
（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金型成型する工程である。
　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。このとき、鍛造用素材の鍛造開始温度は４５０℃以上、５６０℃以下とすることが好ましい。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、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。
（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、Ｍｇ２Ｓｉ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、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１７０℃以上２２０℃以下の温度に加熱し、その温度で０．５時間以上、７．０時間以下で保持することにより時効処理を行う。加熱温度が１８０℃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２２０℃を超えると、Ｍｇ２Ｓｉ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。
　以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
（実施例１～３及び比較例１）
　先ず、下記表１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、直径４９ｍｍの断面円形の連続鋳造品を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、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４に示す形状のアルミニウム合金鍛造品を得た。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表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜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の各アルミニウム合金鍛造品について、下記の評価法に基づいて評価を行った。その結果を、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
「常温での疲労特性評価方法」
　実施例１～３及び比較例１の各アルミニウム鍛造品から、標点間距離３０ｍｍ、平行部直径８ｍｍの疲労試験片を採取し、得られた疲労試験片に負荷応力１５０ＭＰａをかけ、常温（２５℃）回転曲げ疲労試験を行うことによって、疲労寿命を測定した。得られた疲労寿命を、下記の判定基準に基づいて評価した。
＜判定基準＞
「〇」…負荷応力１５０ＭＰａにおける常温での疲労寿命が６×１０６以上
「×」…負荷応力１５０ＭＰａにおける常温での疲労寿命が６×１０６未満
「アルミニウム鍛造品の結晶粒径の測定方法」
　実施例１～３及び比較例１の各アルミニウム合金鍛造品について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて結晶粒径の測定を行った。なお、鍛造品より７ｍｍ×７ｍｍ×厚さ３ｍｍの板状体を採取して、これをＳＥＭ－ＥＢＳＤ測定試料として用いた。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５００×５００μｍ２、粒界定義角を１５°で実施した。これらの結果を上記表３に示す。
「アルミニウム合金鍛造品における粒界を含む領域において化合物が発生しない距離の測定方法」
　図５に示すように、実施例１～３及び比較例１の各アルミニウム合金鍛造品について、ＦＥ－ＳＥＭ装置を用いて、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測定を行った。
　なお、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（Ｃｒｏｓｓ　ｓｅｃｔｉｏｎ　ｐｏｌｉｓｈｅｒ）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８０００μｍ２（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。
　ここで、析出物とは、例えばＭｇ－Ｓｉ系化合物（Ｍｇ２Ｓｉ）、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、Ａｌ３Ｚｒ、Ａｌ－（Ｔｉ，Ｚｒ）、ＣｕＡｌ２である。
　析出物から結晶粒界までの最短距離の平均値が０．１μｍ以上、２．０μｍ以下の範囲内にある場合は「〇」とし、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を超える場合は「×」とした。これらの結果を上記表３に示す。
　表３に示すように、実施例１～３では、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以下の範囲内であった。これに対して、比較例１では、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を超えていた。
＜総合評価＞
　常温での疲労特性、結晶粒径、粒界を含む領域において化合物が発生しない領域幅の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。
「鋳造時冷却速度の測定方法」
　今回、鋳造時冷却速度はφ４９鋳造棒の中心付近におけるＤＡＳを測定し、換算式を用いて算出した。また、ＤＡＳの測定は、２次枝法に準拠して行った。この２次枝法は、デンドライトの２次アームが発達し、アームが整列しているデンドライトが比較的多く見られる、アーム間隔の測定に支障がない組織に適用する。
　ＤＡＳの測定は、上述した方法で得られたアルミニウム合金材を鋳造方向に対して直行する方向に切断した円形断面において行う。この測定面に対する前処理として、エメリー紙研磨、ダイヤモンドペースト研磨、コロイダルシリカ懸濁液によるバフ研磨を順に行うことで鏡面仕上げを行い、更にバーカーエッチングによって結晶粒界を現出させた。光学顕微鏡観察は１００倍に拡大して行い、デンドライトが明瞭に観察される箇所を測定対象とした。
　ここで、連続鋳造法において得られる鋳塊の表層から１０ｍｍ程度の領域は、モールド内に流入した溶湯が急冷されることで凝固殻が形成されるために、中心の等軸晶領域とは異なる凝固組織が形成される。一般的な傾向として、鋳塊最表面から５ｍｍまでの位置においては、上述の２次枝法によるＤＡＳ測定に適した組織は得られない。
　そこで、図１のように、モールド上端及び下端からそれぞれ５ｍｍの位置は除き、上端から５ｍｍ位置から１０ｍｍ位置までの領域、鋳塊中心部、モールド下端から５ｍｍ位置から１０ｍｍ位置までの領域の３つに分割し、それぞれの領域においてＤＡＳの測定を行った。
　ＤＡＳの測定対象とする視野は、３本以上の２次アームが明瞭に観察される結晶粒が３つ含まれる視野とした。下記式（２）に示すように、整列したアーム郡の境界から境界を結ぶ線分を引き、線分と各アームの交点数ｎｉからアーム数ｍを引いた数でその線分長さｌｉを除することでＤＡＳを算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　１つの領域ごとにランダムに選んだ3視野においてＤＡＳを測定し、１つの試料に対しては計９箇所のＤＡＳ測定を行った。その後、下記の鋳造時冷却速度換算式（Ｒ：冷却速度）を用いて、下記式（３）に示す冷却速度を算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
　表３に示す結果から、合金組成が本発明の範囲内で含み、結晶粒径、及び結晶粒界を含む領域において化合物が発生しない領域幅が本発明の範囲内にある実施例１～３のアルミニウム合金鍛造品は、疲労特性が優れていることが確認された。これに対して、結晶粒径、及び粒界を含む領域において化合物が発生しない領域幅が本発明の範囲を超える比較例１のアルミニウム合金鍛造品は、疲労特性が低下することが分かる。
　１０…水平連続鋳造装置　１１…溶湯受部　１２…鋳型　１３…耐火物性板状体（断熱部材）　２１…中空部　２２…流体供給管　２３…冷却装置　２４…冷却水キャビティ　２５…冷却水噴射通路　２６…冷却水供給管　Ｍ…アルミニウム合金溶湯　Ｓ…アルミニウム合金棒

Claims (2)

  1. 　Ｃｕ：０．１５質量％～１．０質量％、
    　Ｍｇ：０．６質量％～１．３５質量％、
    　Ｓｉ：０．９５質量％～１．４５質量％、
    　Ｍｎ：０．４質量％～０．６質量％、
    　Ｆｅ：０．２質量％～０．７質量％、
    　Ｃｒ：０．０５質量％～０．３５質量％、
    　Ｔｉ：０．０１２質量％～０．０３５質量％、
    　Ｂ：０．０００１質量％～０．０３質量％、
    　Ｚｎ：０．２５質量％以下、
    　Ｚｒ：０．０５質量％以下を含有し、
    　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、
    　当該アルミニウム合金鍛造品の最大主応力がかかる部分において結晶粒径が２０～４０μｍであり、
    　且つ、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以下となる範囲の組織を有すると共に、
    　常温における疲労特性が負荷応力１５０ＭＰａで６×１０６以上の疲労寿命を有することを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。
  2. 　請求項１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組成の合金溶湯を準備し、
    　前記合金溶湯を鋳造時冷却速度１００～１４０℃／秒で鋳造して、
    　得られた鋳造棒の金属組織において結晶粒径が１１０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金鍛造品の製造方法。
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