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WO2023084867A1 - アルミニウム合金鋳塊、アルミニウム合金材およびアルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金鋳塊、アルミニウム合金材およびアルミニウム合金材の製造方法 Download PDF

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WO2023084867A1
WO2023084867A1 PCT/JP2022/031914 JP2022031914W WO2023084867A1 WO 2023084867 A1 WO2023084867 A1 WO 2023084867A1 JP 2022031914 W JP2022031914 W JP 2022031914W WO 2023084867 A1 WO2023084867 A1 WO 2023084867A1
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WO
WIPO (PCT)
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aluminum alloy
mass
range
less
peak
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/031914
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
雄人 富田
佳文 木村
Original Assignee
株式会社レゾナック
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社レゾナック filed Critical 株式会社レゾナック
Priority to CN202280074652.2A priority Critical patent/CN118215751A/zh
Publication of WO2023084867A1 publication Critical patent/WO2023084867A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy ingot, an aluminum alloy material, and a method for producing an aluminum alloy material.
  • the origin of the metal structure of the metal product manufactured through the casting process is usually formed when the molten metal (liquid phase) is cooled and solidified into a solid (solid phase) in the casting process. That is, in controlling the quality of metal products, the morphology of the metal structure of the ingot obtained in the casting process is very important.
  • the metal structure formed in the casting process of an aluminum alloy generally includes branched crystals in which the aluminum phase grows in the form of branches (dendrites) and compound particles that are precipitated through the gaps between the branched crystals. have.
  • compound particles particles of a compound containing a metal element derived from an additive element and Al are known.
  • the properties of an aluminum alloy material fluctuate depending on the compound particles. For example, for a 6000 series aluminum alloy, which is an Al-Mg-Si alloy, the press formability and bending workability can be improved by controlling the average number density and size distribution of Mg-Si-based compound particles and single Si particles. is being studied (Patent Document 1).
  • the present invention provides the following means.
  • the Cu content is in the range of 0.3% by mass to 1.0% by mass
  • the Mg content is in the range of 0.6% by mass to 1.2% by mass
  • the Si content is within the range of 0.9% by mass to 1.4% by mass
  • the content of Mn is in the range of 0.4% by mass to 0.6% by mass
  • the content of Fe is in the range of 0.1% by mass to 0.6% by mass.
  • the integrated intensity of the diffraction peak observed within is less than 0.50% of the integrated intensity of the diffraction peak observed within the diffraction angle 2 ⁇ of 38.4 ° or more and 38.8 ° or less.
  • the heat-treated product after heat treatment at 450 ° C. for 1 hour has a diffraction angle 2 ⁇ of 41.6 ° or more and 42.0 ° or less in the X-ray diffraction pattern measured using Cu-K ⁇ rays. 0.50% or more and 0.70% of the integrated intensity of the diffraction peak observed at the diffraction angle 2 ⁇ in the range of 38.4° or more and 38.8° or less
  • An aluminum alloy ingot characterized by being within the following range.
  • the integrated intensity of the diffraction peaks observed within the range of 43.0° or more and 43.4° or less at the diffraction angle 2 ⁇ is It is less than 0.50% with respect to the integrated intensity of the diffraction peak observed in the range of 38.4 ° or more and 38.8 ° or less in 2 ⁇ , and the heat-treated product after heat treatment at 450 ° C.
  • the integrated intensity of the diffraction peak observed within the range of 43.0° or more and 43.4° or less at the diffraction angle 2 ⁇ is The aluminum alloy according to (1) above, which is in the range of 0.50% or more and 0.70% or less with respect to the integrated intensity of the diffraction peak observed in the range of 38.4° or more and 38.8° or less.
  • Ingot. (3) The aluminum alloy ingot according to (1) or (2) above, further containing B in the range of 0.001% by mass or more and 0.03% by mass or less.
  • the Cu content is in the range of 0.3% by mass to 1.0% by mass
  • the Mg content is in the range of 0.6% by mass to 1.2% by mass
  • the Si content is within the range of 0.9% by mass to 1.4% by mass
  • the content of Mn is in the range of 0.4% by mass to 0.6% by mass
  • the content of Fe is in the range of 0.1% by mass to 0.6% by mass.
  • the ratio of the peak height to the full width at half maximum of the diffraction peak observed in the diffraction angle 2 ⁇ range of 41.6 ° or more and 42.0 ° or less is 5500 or more. and aluminum alloy material.
  • the integrated intensity of the diffraction peaks observed within the range of 43.0° or more and 43.4° or less at the diffraction angle 2 ⁇ is within the range of 0.50% or more and 0.70% or less with respect to the integrated intensity of the diffraction peak observed in the range of 38.4° or more and 38.8° or less in 2 ⁇ , and the diffraction angle 2 ⁇ is 43
  • the aluminum alloy material according to (4) above, wherein the ratio of the peak height to the full width at half maximum of the diffraction peak observed in the range of 0° to 43.4° is 5500 or more.
  • a method for producing an aluminum alloy material according to (4) or (5) above which includes a step of heat-treating the aluminum alloy ingot according to any one of (1) to (3) above at 400° C. or higher for one hour or more.
  • an aluminum alloy ingot that can be advantageously used as a raw material for an aluminum alloy material (product) with improved tensile strength. Further, according to the present invention, it is also possible to provide an aluminum alloy material with improved tensile strength and a method for producing 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 ingot according to an embodiment of the present invention
  • FIG. FIG. 2 is an enlarged cross-sectional view of a main part showing the vicinity of a cooling water cavity in FIG. 1; It is an explanatory view explaining heat flux of a cooling wall part of a horizontal continuous casting device.
  • 1 shows X-ray diffraction patterns of aluminum alloy ingots obtained in Example 1 and Comparative Example 1.
  • FIG. 5 is an enlarged view of the X-ray diffraction pattern shown in FIG. 4;
  • FIG. 2 shows X-ray diffraction patterns before and after heat treatment of an aluminum alloy ingot obtained in Example 1.
  • FIG. 7 is an enlarged view of the X-ray diffraction pattern shown in FIG. 6;
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment has a Cu content of 0.3% by mass or more and 1.0% by mass or less, and a Mg content of 0.6% by mass or more and 1.2% by mass or less.
  • the Si content is in the range of 0.9% by mass to 1.4% by mass
  • the Mn content is in the range of 0.4% by mass to 0.6% by mass
  • the Fe content is 0 .1 mass% or more and 0.7 mass% or less
  • the Cr content is 0.09 mass% or more and 0.25 mass% or less
  • the Ti content is 0.012 mass% or more and 0.035 mass%. It is within the range of mass % or less, and the balance is composed of Al and unavoidable impurities.
  • B may be contained within the range of 0.001% by mass or more and 0.03% by mass or less.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment corresponds to a 6000 series aluminum alloy ingot in that it contains Mg and Si.
  • Cu 0.3% by mass or more and 1.0% by mass or less
  • Cu has the effect of finely dispersing the Mg—Si-based compound in the aluminum alloy, and the effect of improving the tensile strength of the aluminum alloy by precipitating as an Al—Cu—Mg—Si-based compound including the Q phase.
  • the Cu content is within the above range, the tensile strength of the aluminum alloy can be improved.
  • Mg 0.6% by mass or more and 1.2% by mass or less
  • Mg has the effect of improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • Mg dissolves in the aluminum matrix, or precipitates as Mg-Si compounds such as the ⁇ ” phase, or Al-Cu-Mg-Si compounds such as the Q phase, to strengthen aluminum alloys.
  • the Mg content is within the above range, the tensile strength of the aluminum alloy can be improved.
  • Si 0.9% by mass or more and 1.4% by mass or less
  • Si has the effect of improving the tensile strength of the aluminum alloy.
  • the tensile strength of the aluminum alloy may decrease due to crystallization of coarse primary crystal Si grains.
  • the tensile strength of the aluminum alloy can be improved 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 increasing the tensile strength of the aluminum alloy. It has the effect of improving When the Mn content is within the above range, the tensile strength of the aluminum alloy can be improved.
  • Fe 0.1% by mass or more and 0.7% by mass or less
  • Fe is contained in fine particles including intermetallic compounds such as Al--Mn--Fe--Si, Al--Mn--Cr--Fe--Si, Al--Fe--Si, Al--Cu--Fe, and Al--Mn--Fe in aluminum alloys.
  • intermetallic compounds such as Al--Mn--Fe--Si, Al--Mn--Cr--Fe--Si, Al--Fe--Si, Al--Cu--Fe, and Al--Mn--Fe in aluminum alloys.
  • Cr 0.09% by mass or more and 0.25% by mass or less
  • Cr improves the tensile strength of aluminum alloys by forming fine granular crystallized substances containing intermetallic compounds such as Al-Mn-Cr-Fe-Si and Al-Fe-Cr in aluminum alloys. It has the effect of causing When the Cr content is within the above range, the tensile strength of the aluminum alloy can be improved.
  • 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 ingot 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. Further, if a large amount of coarse crystallized substances containing Ti are mixed into the final product of the aluminum alloy, the toughness may be lowered. Therefore, the Ti content should be in the range of 0.012% by mass to 0.035% by mass. The Ti content is preferably in the range of 0.015% by mass to 0.030% by mass.
  • B has the effect of refining the crystal grains of the aluminum alloy ingot 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 final aluminum alloy product as inclusions.
  • the toughness may be lowered. Therefore, the B content should be in the range of 0.001% by mass or more and 0.03% by mass or less.
  • the content of B is preferably in the range of 0.005% by mass or more and 0.025% by mass or less.
  • the unavoidable impurities are impurities that are unavoidably mixed into the aluminum alloy from the raw material of the aluminum alloy or the manufacturing process.
  • Examples of unavoidable impurities include Zn, Ni, Zr, Sn, and Be.
  • the content of these unavoidable impurities preferably does not exceed 0.1% by mass.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment has a diffraction peak observed within the range of 41.6° or more and 42.0° or less at the diffraction angle 2 ⁇ in the X-ray diffraction pattern measured using Cu-K ⁇ rays.
  • the integrated intensity of (peak ⁇ 1) is less than 0.50% of the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ ) observed within the range of 38.4° or more and 38.8° or less at the diffraction angle 2 ⁇ . ing. That is, the integrated intensity ratio of peak ⁇ 1 to peak ⁇ (integrated intensity of peak ⁇ 1/integrated intensity of peak ⁇ 100) is set to 0.50%. Note that the integrated intensity ratio of the peak ⁇ 1 being 0.50% or less includes the case where the peak ⁇ 1 is not detected.
  • the integrated intensity of the diffraction peak is the peak height of the diffraction peak obtained by subtracting the background X-ray intensity of the diffraction peak from the X-ray intensity (unit: cps) of the diffraction peak measured using an X-ray diffractometer.
  • is the integrated intensity of The peak height of a diffraction peak can be obtained, for example, by fitting a split pseudo-Voigt function to the full width at half maximum of the diffraction peak.
  • the integrated intensity of the diffraction peak can be calculated using, for example, commercially available analysis software (PDXL II, manufactured by Rigaku Corporation).
  • Peak ⁇ 1 is a diffraction peak corresponding to ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 with an interplanar spacing of 2.154 ⁇ .
  • ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 is a kind of intermetallic compound represented by Al--Mn--Fe--Si and Al--Mn--Cr--Fe--Si. If there are a plurality of diffraction peaks within the range of 41.6° or more and 42.0° or less in diffraction angle 2 ⁇ , the peak with the highest peak height is adopted.
  • the peak ⁇ is a diffraction peak corresponding to the interplanar spacing of aluminum of 2.338 ⁇ . If there are a plurality of diffraction peaks within the range of 38.4° to 38.8° in terms of diffraction angle 2 ⁇ , the peak with the highest peak height is adopted.
  • the integrated intensity ratio of peak ⁇ 1 to peak ⁇ indicates the content of ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 in the metal structure of the aluminum alloy ingot.
  • the integrated intensity ratio of peak ⁇ 1 to peak ⁇ is preferably less than 0.40%, more preferably less than 0.30%.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment is observed in an X-ray diffraction pattern measured using a Cu-K ⁇ ray with a diffraction angle 2 ⁇ in the range of 43.0 ° or more and 43.4 ° or less.
  • the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ 2) is less than 0.50% of the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ ) observed within the diffraction angle 2 ⁇ of 38.4° or more and 38.8° or less. may be That is, the integrated intensity ratio of peak ⁇ 2 to peak ⁇ (integrated intensity of peak ⁇ 2/integrated intensity of peak ⁇ 100) may be 0.50%. Note that the integrated intensity ratio of the peak ⁇ 2 being 0.50% or less includes the case where the peak ⁇ 2 is not detected.
  • Peak ⁇ 2 is a diffraction peak corresponding to ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 with an interplanar spacing of 2.093 ⁇ .
  • the integrated intensity ratio of peak ⁇ 2 to peak ⁇ is preferably less than 0.40%, more preferably less than 0.30%.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment has a diffraction angle 2 ⁇ of 41.6° or more and 42
  • the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ 1) observed within the range of 0° or less is the diffraction peak (peak ⁇ ) is within the range of 0.50% or more and 0.70% or less with respect to the integrated intensity. That is, the heat treatment increases the integrated intensity ratio of the peak ⁇ 1 to the peak ⁇ . This means that the heat treatment increases the content of ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 in the metallographic structure of the aluminum alloy.
  • the heat-treated product has improved tensile strength compared to an aluminum alloy ingot.
  • the integrated intensity ratio of peak ⁇ 1 to peak ⁇ of the heat-treated product is preferably in the range of 0.55% or more and 0.65% or less.
  • the integral of the diffraction peak (peak ⁇ 2) observed within the range of 43.0 ° or more and 43.4 ° or less at the diffraction angle 2 ⁇ The intensity is in the range of 0.50% or more and 0.70% or less with respect to the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ ) observed in the range of 38.4° or more and 38.8° or less at the diffraction angle 2 ⁇ . It may be configured to be
  • the integrated intensity ratio of peak ⁇ 2 to peak ⁇ of the heat-treated product is preferably in the range of 0.55% or more and 0.65% or less.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment can be produced, for example, by a method including a molten metal forming step and a casting step.
  • a molten aluminum alloy is formed.
  • the composition of the molten aluminum alloy is the same as the composition of the aluminum alloy ingot.
  • a molten aluminum alloy can be obtained by heating and melting an aluminum alloy.
  • a mixture containing a single element or a compound containing two or more elements as raw materials for the aluminum alloy may be melted to form 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.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing an example of a horizontal continuous casting apparatus that can be used for producing an aluminum alloy ingot according to the present embodiment, and FIG. 2 shows the vicinity of a cooling water cavity of the horizontal continuous casting apparatus shown in FIG.
  • FIG. 2 is an enlarged cross-sectional view of a main part shown;
  • the molten metal receiving portion 11 is composed of a molten metal inflow portion 11a for receiving the aluminum alloy molten metal M obtained in the above molten metal forming step, a molten metal holding portion 11b, and an outflow portion 11c to the hollow portion 21 of the mold 12.
  • the molten metal receiving part 11 maintains the level of the upper liquid level of the aluminum alloy molten metal 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, each mold 12 has an aluminum alloy The molten metal M is stably distributed.
  • 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 receiving portion 11 and the mold 12, and is, for example, calcium silicate, alumina, silica, a mixture of alumina and silica, silicon nitride, and silicon carbide. , graphite or the like. 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 form the aluminum alloy rod B to be cast into a cylindrical rod shape, and a mold center axis (central axis) C passing through the center of the hollow portion 21 extends substantially horizontally.
  • a mold 12 is held along it.
  • the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 is 0 degrees or more and 3 degrees or less (more preferably 0 degrees or more and 1 degree) with respect to the mold center axis C toward the casting direction of the aluminum alloy rod B (see FIG. 5). degrees or less.). That is, the inner peripheral surface 21a is formed in a tapered shape that opens in a cone shape in the casting direction. The angle formed by the taper is the elevation angle.
  • the elevation angle is less than 0 degree, casting may be difficult because the aluminum alloy rod B receives resistance at the other end side 12b, which is the mold outlet, when pulled out from the mold 12.
  • the angle of elevation exceeds 3 degrees, the contact of the inner peripheral surface 21a with the molten aluminum alloy M becomes insufficient, and the effect of removing heat from the molten aluminum alloy M and the solidified shell obtained by cooling and solidifying it to the mold 12 decreases. This may result in insufficient coagulation. As a result, 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, for example, a triangular or rectangular cross-sectional shape other than the circular shape of the present embodiment. It may be selected according to the shape of the aluminum alloy rod to be cast, such as a rectangular shape, a semicircular shape, an elliptical shape, or a shape having a modified cross-sectional shape that does not have an axis of symmetry or a plane of symmetry.
  • 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 materials and liquid lubricating materials can be used.
  • gas lubricating materials and liquid lubricating materials can be used.
  • 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 this 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 the cooling water cavity 24 and the hollow portion 21 of the mold 12. It has a cooling water injection passage 25 that communicates with.
  • 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 . be.
  • 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 alloy M filling the hollow portion 21 of the mold 12 is transferred to the inner peripheral surface 21a of the mold 12. to form a solidified shell on the surface of the molten alloy M.
  • cooling water injection passage 25 cools the aluminum alloy rod B by applying cooling water directly 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 The cooling water W in the 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 cooling water supply pipes.
  • This effective mold length L is called an effective mold length L, and is preferably, for example, 10 mm or more and 40 mm or less.
  • an effective mold length L is less than 10 mm, casting is not possible because a good film is not formed.
  • the contact resistance with the molten alloy M or the aluminum alloy rod B increases, and the casting surface may be cracked, or the casting may be torn inside the mold, resulting in unstable casting.
  • the supply of cooling water to the cooling water cavity 24 and the injection of cooling water 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 means that the inner peripheral surface 21a of the hollow portion 21 of the mold 12 is formed at an elevation angle of 0 degree or more and 3 degrees or less with respect to the inner bottom surface 24a of the cooling water cavity 24, that is, A case in which the inner bottom surface 24a is inclined more than 0 degrees and up to 3 degrees with respect to the inner peripheral surface 21a is also included.
  • 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 the molten alloy in the hollow portion 21. It is formed so that the heat flux value per unit area from M toward the cooling water W of 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. .
  • 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 It is sufficient that the mold 12 is formed so that the diameter is within the range of 0.5 mm or more and 2.5 mm or less. Moreover, 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 molten alloy M in the molten metal receiving portion 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 the mold 12 is forcibly cooled at the other end side 12b of the aluminum alloy rod B. Since 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, 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 spectrometer (device example: PDA-5500 manufactured by Shimadzu Corporation, Japan) as described in JIS H 1305. .
  • the height difference between the liquid level of the molten alloy M stored in the molten metal receiving portion 11 and the height of the upper inner peripheral surface 21a of the mold 12 is 0 mm or more and 250 mm or less (more preferably 50 mm or more and 170 mm or less. ) is preferable. With this range, the pressure of the molten alloy 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 or more and 5 mL/min or less (more preferably 0.1 mL/min or more and 1 mL/min or less). If the supply amount is too small, the molten alloy of the aluminum alloy rod B may leak from the mold without solidifying 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 from 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 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 improves. be.
  • 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 alloy may not solidify and may leak from the mold. 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 molten alloy 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 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 alloy M is too high, a large amount of hydrogen gas is likely to be taken into the molten 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 alloy M in the hollow portion 21 toward the cooling water W in the cooling water cavity 24 is 10 ⁇ 10 5 W/m 2 or more and 50 ⁇ 10 By keeping it within the range of 5 W/m 2 or less, it is possible to prevent the occurrence of seizure of the aluminum alloy rod B.
  • the cooling wall portion 27 of the mold 12 receives heat from the molten alloy M, and the heat is cooled by the cooling water W contained in the cooling water cavity 24 for heat exchange.
  • the heat flux per unit area is represented by the following formula (1) according to Fourier's law.
  • the mold was adjusted so that the heat flux value per unit area was 10 ⁇ 10 5 W / m 2 or more.
  • the heat flux value per unit area is preferably 50 ⁇ 10 5 W/m 2 or less.
  • the mold 12 is set so that the thickness t of the cooling wall portion 27 of the mold 12 is in the range of, for example, 0.5 mm or more and 3.0 mm or less. should be formed.
  • 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 cast the molten alloy M stored in the molten metal receiving portion 11 from one end side 12a of the mold 12 into the hollow portion 21. supply continuously to In addition, 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 molten alloy 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 obtained. to 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 5 W/m 2 or more, thereby forming the gas of the lubricating oil and the molten alloy M. adhesion of reaction products, such as carbides, caused by contact with the As a result, there is no need to remove carbides and the like from the surfaces of the aluminum alloy rods B by cutting, and the aluminum alloy rods B can be produced at a high yield.
  • the casting process for obtaining cast products from molten aluminum alloy is not limited to the horizontal continuous casting method described above, and known continuous casting methods such as the 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 to the mold, and the hot top method will be briefly described below.
  • a casting apparatus used in the hot top method is equipped with a mold, a molten metal receiver (header), and the like.
  • the molten metal supplied to the molten metal receiving part passes through the outlet port and the header to adjust the flow velocity, and enters the cylindrical mold installed almost horizontally, where it is forcedly cooled to form a solidified shell on the outer surface of the molten metal. is formed.
  • 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 may be appropriately selected from industrially available refrigerants, 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, and 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 material, and are not particularly limited.
  • the cooling rate of the molten aluminum alloy in the casting process is preferably, for example, a rate at which the minimum cooling rate in the entire cross section perpendicular to the casting direction is 50°C/second or more.
  • the maximum cooling rate on the entire surface of the cross section perpendicular to the casting direction is 100° C./second or more and 150° C./second or less from the viewpoint of suppressing variations in the cooling rate of the molten aluminum alloy by reducing the difference from the minimum cooling rate. is preferably within the range of Furthermore, it is preferable that the difference between the minimum cooling rate and the maximum cooling rate is, for example, 100° C./sec or less.
  • the cooling rate on the entire surface of the cross section orthogonal to the casting direction may be measured by actually measuring the temperature of the molten metal inside the header of the casting apparatus. It can be easily measured by observing the dendrite arm morphology with an optical microscope and measuring the secondary dendrite arm spacing.
  • the casting speed may, for example, be in the range of 200 mm/min or more and 600 mm/min or less, for example in the case of horizontal continuous casting.
  • An aluminum alloy ingot having a uniform metal structure can be obtained by the casting method described above.
  • the shape and size of the aluminum alloy ingot are not particularly limited, and may be, for example, a bar with a diameter of 30 mm or more and 100 mm or less.
  • the molten aluminum alloy may be appropriately subjected to degassing or filtering before the casting process.
  • the aluminum alloy ingot of the present embodiment configured as described above contains Cu and Mg within the ranges described above, so that the tensile strength is improved.
  • fine granular crystals containing intermetallic compounds such as ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 are formed by heat treatment. Precipitation of deposits improves tensile strength. That is, the aluminum alloy ingot of the present embodiment is heat-treated so that ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 with respect to the diffraction peak (peak ⁇ ) corresponding to the interplanar spacing of aluminum of 2.338 ⁇ .
  • the integrated intensity ratio of the diffraction peak (peak ⁇ 1) corresponding to the interplanar spacing of 2.154 ⁇ is within the above range and exhibits a high value.
  • the diffraction peak (peak ⁇ 2) corresponding to the interplanar spacing 2.094 ⁇ of ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 with respect to the peak ⁇ by heat treatment
  • the integrated intensity ratio of is within the above range and shows a high value
  • fine granular crystallized substances containing intermetallic compounds such as ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 are more Since it is reliably generated, the tensile strength is further improved.
  • the aluminum alloy material of the present embodiment has a Cu content of 0.3% by mass or more and 1.0% by mass or less, and a Mg content of 0.6% by mass or more and 1.2% by mass or less.
  • the Si content is in the range of 0.9% by mass to 1.4% by mass
  • the Mn content is in the range of 0.4% by mass to 0.6% by mass
  • the Fe content is 0.4% by mass to 0.6% by mass.
  • the content of Cr is within the range of 0.09% by mass or more and 0.25% by mass or less
  • the content of Ti is 0.012% by mass or more and 0.035% by mass % or less
  • the balance consists of Al and unavoidable impurities.
  • B may be contained within the range of 0.001% by mass or more and 0.03% by mass or less. The contents of these metals are the same as in the aluminum alloy ingot described above.
  • the aluminum alloy material of the present embodiment has a diffraction peak (
  • the integrated intensity of the peak ⁇ 1) is 0.50% or more and 0.70 with respect to the integrated intensity of the diffraction peak (peak ⁇ ) observed when the diffraction angle 2 ⁇ is in the range of 38.4° or more and 38.8° or less. % or less, and the ratio of the peak height to the full width at half maximum of the peak ⁇ 1 (peak height/FWHM) is 5500 or more.
  • the upper limit of the peak height/FWHM of the peak ⁇ 1 is not particularly limited, but is 20000, for example.
  • fine granular crystallized substances containing ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 have an integrated intensity ratio of peak ⁇ 1 to peak ⁇ of 0.50%. Since it is within the range of 0.70% or less and precipitates in an amount such that the peak height of peak ⁇ 1/FWHM is 5500 or more, the tensile strength is improved.
  • the integrated intensity ratio of the diffraction peak (peak ⁇ 2) corresponding to the interplanar spacing of ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 of 2.094 ⁇ to the peak ⁇ is
  • peak height/FWHM ratio of the peak height to the full width at half maximum of the peak ⁇ 2
  • the upper limit of the peak height/FWHM of the peak ⁇ 2 is not particularly limited, but is 20000, for example.
  • the method for producing an aluminum alloy material according to the present embodiment is a method for producing the aluminum alloy material described above.
  • the aluminum alloy ingot described above is used as a starting material, and the aluminum alloy ingot is heat-treated at 400° C. for 1 hour or longer.
  • the method for producing an aluminum alloy material of the present embodiment may include a homogenization treatment step, a solution treatment step, and an artificial aging treatment step. Furthermore, a hot working step may be included. A hot working step may be performed between the homogenization treatment step and the solution treatment step.
  • the homogenization step is a step of heating the aluminum alloy ingot to eliminate the segregation of additive elements generated during casting to homogenize the composition.
  • the heating temperature in the homogenization treatment is such that crystallized substances containing intermetallic compounds such as ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 precipitate in a size that contributes to strength improvement, and coarse particles 400° C. or higher, preferably 450° C. or higher, which is effective for suppressing recrystallization.
  • the heating temperature in the homogenization treatment is, for example, 560° C. or less so that the precipitated particles do not undergo solid-phase melting.
  • the heating time in the homogenization treatment is set within a range of, for example, 2 hours or more and 10 hours or less.
  • the solution treatment process is a process in which the aluminum alloy ingot is heated and then quenched to redissolve the additive elements in the ingot into the aluminum alloy and freeze the atomic vacancies.
  • the heating temperature in the solution treatment is, for example, within the range of 520° C. or more and 570° C. or less, and the heating time is within the range of, for example, 0.5 hours or more and 4 hours or less. Rapid cooling of the aluminum alloy ingot after heating is, for example, water cooling, mist cooling, or fan cooling.
  • the artificial aging process is a process of tempering aluminum alloys at a low temperature.
  • This artificial aging treatment generates clusters containing Mg, Si and Cu in the aluminum alloy. P. It transitions to fine precipitates including zone, ⁇ ′′ phase and Q phase.
  • the heating temperature in the artificial aging treatment is, for example, in the range of 170 ° C. or higher and 200 ° C. or lower, and the heating time is, for example, 2 hours. It is within the range of 12 hours or less.
  • the aluminum alloy ingot is heated and processed into a predetermined shape.
  • the processing temperature may be, for example, the same as the heating temperature in the homogenization process.
  • processing methods such as forging, rolling, and extrusion can be used.
  • the aluminum alloy ingot is heated at 400° C. or higher for one hour or longer, so intermetallic compounds such as ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 are produced. It is easy to generate fine granular crystallized substances containing Therefore, according to the method for producing an aluminum alloy material of the present embodiment, fine granular crystallized substances containing intermetallic compounds such as ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 are precipitated. , an aluminum alloy material with improved tensile strength can be produced.
  • Example 1 An aluminum alloy 1 having an alloy composition shown in Table 1 below was prepared.
  • a horizontal continuous casting apparatus 10 shown in FIG. 1 was prepared.
  • the mold 12 of the horizontal continuous casting apparatus 10 was made of industrial pure aluminum, and the thickness of the cooling wall portion 27 was 1.3 mm.
  • the heat flux value from the molten metal to the mold at the cooling wall portion in this case is 10.4 ⁇ 10 5 W ⁇ s ⁇ 1 ⁇ m ⁇ 2 .
  • Aluminum alloy 1 was heated to form a molten aluminum alloy.
  • the obtained aluminum alloy molten metal is supplied to the horizontal continuous casting apparatus 10, and cast by the horizontal continuous casting method at a casting speed of 400 mm / min to form a long rod-shaped aluminum alloy casting having a circular cross section with a diameter of 49 mm.
  • a mass was produced.
  • the cooling conditions for casting are as follows: a minimum cooling rate of 60°C/second, a maximum cooling rate of 115°C/second, and a difference between the maximum cooling rate and the minimum cooling rate of 55°C/second for the entire surface of the cross section perpendicular to the casting direction. there were.
  • the chemical composition of the obtained aluminum alloy ingot was measured by solid-state emission spectroscopy.
  • the chemical composition of the aluminum ingot was the same as that of aluminum alloy 1.
  • the maximum cooling rate and the minimum cooling rate were measured by observing the dendrite arm morphology in the cross section perpendicular to the casting direction of the obtained aluminum alloy ingot with an optical microscope and measuring the secondary dendrite arm interval.
  • Example 1 An aluminum alloy ingot was produced in the same manner as in Example 1 except that the mold 12 of the horizontal continuous casting apparatus 10 was made of porous graphite and the thickness of the cooling wall portion 27 was 3.5 mm. The heat flux value from the melt to the mold at the cooling wall portion was 1.57 ⁇ 10 5 W ⁇ s ⁇ 1 ⁇ m ⁇ 2 .
  • the cooling conditions for casting are as follows: the minimum cooling rate is 18°C/second, the maximum cooling rate is 200°C/second, and the difference between the maximum cooling rate and the minimum cooling rate is 182°C/second for the entire surface of the cross section perpendicular to the casting direction. Met.
  • the aluminum alloy ingot is cut so that the cross section perpendicular to the casting direction of the aluminum alloy ingot becomes the measurement plane, and a disc having a diameter of 49 mm and a thickness of 10 mm is obtained.
  • the disk surface of the obtained disk body is polished with emery paper and then polished with diamond paste.
  • the disk surface of the disk body is mirror-finished by buffing using a colloidal silica suspension to obtain a sample for X-ray diffraction pattern measurement.
  • An X-ray diffraction device SmartLab, manufactured by Rigaku Corporation
  • Cu-K ⁇ as an X-ray source, generating Cu-K ⁇ rays under the conditions of a tube voltage of 40 kV and a tube current of 30 mA, and performing a 2 ⁇ - ⁇ scan using a converging optical system, X-rays at the center of the sample. Measure the diffraction pattern.
  • the measurement conditions are a scanning speed of 0.5°/min, a scanning step of 0.1°, and a K ⁇ filter on the incident side.
  • a diffraction peak (peak ⁇ 2) observed within the following range and a diffraction peak (peak ⁇ ) observed within a range of 38.4° to 38.8° in diffraction angle 2 ⁇ were extracted.
  • Peak height, full width at half maximum (FWHM), standard deviation of background intensity ( ⁇ bkg ) measured over the full width at half maximum of the diffraction peak, integrated width for peak ⁇ 1, peak ⁇ 2 and peak ⁇ obtained. and the integrated intensity were calculated.
  • FIG. 4 shows the X-ray diffraction patterns of the aluminum alloy ingots obtained in Example 1 and Comparative Example 1
  • FIG. 5 shows an enlarged view thereof. From the X-ray diffraction patterns of FIGS. 4 and 5, the aluminum alloy ingots obtained in Example 1 and Comparative Example 1 have a diffraction angle 2 ⁇ of 38.4° or more and 38.8° or less. A diffraction peak (peak ⁇ ) corresponding to an interplanar spacing of 2.338 ⁇ was detected. On the other hand , the diffraction peak (peak ⁇ 1) was detected in the aluminum alloy ingot obtained in Comparative Example 1, but was not detected in the aluminum alloy ingot obtained in Example 1.
  • Example 1 a diffraction peak (peak ⁇ 2) was detected in both the aluminum alloy ingot obtained in Example 1 and the aluminum alloy ingot obtained in Comparative Example 1, but Example 1 had a lower peak intensity. From this result, the aluminum alloy ingot obtained in Example 1 has a higher content of ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 than the aluminum alloy ingot obtained in Comparative Example 1. It can be seen that the amount of precipitation is extremely small.
  • FIG. 6 shows the X-ray diffraction patterns of the aluminum alloy ingot obtained in Example 1 before and after heat treatment
  • FIG. 7 shows an enlarged view thereof.
  • Table 2 shows the diffraction angles 2 ⁇ of the peaks ⁇ 1, ⁇ 2 and ⁇ , and the ratio of the integrated intensity of the peaks ⁇ 1 and ⁇ 2 to the integrated intensity of the peak ⁇ .
  • the aluminum alloy ingot obtained in Example 1 has a ratio of the integrated intensity of peak ⁇ 1 to the integrated intensity of peak ⁇ before heat treatment, and peak ⁇ after heat treatment. It was confirmed that the ratio of the integrated intensity of the peak ⁇ 1 to the integrated intensity of and the ratio of the peak height to the full width at half maximum of the peak ⁇ 1 are within the scope of the present invention. This is because ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 is not precipitated during casting, and ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 is formed by subsequent heat treatment. This is because the precipitated The reason why ⁇ -Al 15 (Fe, Mn, (Cr)) 3 Si 2 did not precipitate during casting is that the minimum cooling rate during casting is high.
  • Example 1 The aluminum ingots obtained in Example 1 and Comparative Example 1 were subjected to homogenization treatment, solution treatment and artificial aging treatment in this order to produce aluminum alloy materials.
  • the heating rate, holding temperature, holding time and subsequent cooling method for homogenization treatment, solution treatment and artificial aging treatment are shown in Table 3 below.
  • Tensile properties are evaluated according to the ASTM-E8 standard. That is, a test piece having a gauge length of 25.4 mm and a parallel portion diameter of 6.4 mm is taken from an aluminum alloy material. Tensile strength, 0.2% yield strength and elongation at break are measured by subjecting the obtained test piece to a tensile test at a rate of 2 mm/min at room temperature (25° C.).
  • the aluminum alloy ingot of the present invention it is possible to provide an aluminum alloy ingot that can be advantageously used as a raw material for aluminum alloy materials (products) with improved tensile strength. Therefore, the present invention has industrial applicability.

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Abstract

引張強度が向上したアルミニウム合金材の原料として有利に用いることができるアルミニウム合金鋳塊を提供する。Ｃｕ：０．３～１．０質量％、Ｍｇ：０．６～１．２質量％、Ｓｉ：０．９～１．４質量％、Ｍｎ：０．４～０．６質量％、Ｆｅ：０．１～０．７質量％、Ｃｒ：０．０９～０．２５質量％、Ｔｉ：０．０１２～０．０３５質量％にあり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６～４２．０°にある回折ピークの積分強度が２θで３８．４～３８．８°にある回折ピークの積分強度に対して０．５０％未満であり、４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品は、回折角２θで４１．６～４２．０°にある回折ピークの積分強度が２θで３８．４～３８．８°にある回折ピークの積分強度に対して０．５０～０．７０％であるアルミニウム合金鋳塊。

Description

アルミニウム合金鋳塊、アルミニウム合金材およびアルミニウム合金材の製造方法
　本発明は、アルミニウム合金鋳塊、アルミニウム合金材およびアルミニウム合金材の製造方法に関する。本願は、２０２１年１１月１５日に日本に出願された特願２０２１－１８５９６１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　高品質な金属製品を得るために、目的とする製品特性に合わせて金属組織を作り込むことは重要である。鋳造工程を経て製造された金属製品の金属組織の大元は、通常、鋳造工程において、金属の溶湯（液相）を冷却して固体（固相）に凝固させる際に形成される。すなわち、金属製品の品質を制御する上で、鋳造工程の段階で得られる鋳塊の金属組織の形態が非常に重要である。
　アルミニウム合金の鋳造工程で形成される金属組織は、一般に、アルミニウム相が枝状（デンドライト状）に成長した枝状結晶と、その枝状結晶の隙間を縫って析出した化合物粒子とを含む構成を有する。化合物粒子としては、添加元素由来の金属元素とＡｌとを含む化合物の粒子が知られている。また、化合物粒子によって、アルミニウム合金材の特性が変動することが知られている。例えば、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金である６０００系アルミニウム合金について、Ｍｇ－Ｓｉ系化合物粒子や単体Ｓｉ粒子の平均個数密度やサイズ分布を制御することによってプレス成形性や曲げ加工性を向上させることが検討されている（特許文献１）。
特開２００７-１６９７４０号公報
　本発明の目的は、引張強度が向上したアルミニウム合金材（製品）の原料として有利に用いることができるアルミニウム合金鋳塊を提供することにある。また、本発明の目的は、引張強度が向上したアルミニウム合金材およびその製造方法を提供することにもある。
　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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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鋳塊であって、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％未満であり、４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％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鋳塊。
（２）Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％未満であり、４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にある上記（１）に記載のアルミニウム合金鋳塊。
（３）更にＢを０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内で含有する上記（１）または（２）に記載のアルミニウム合金鋳塊。
（４）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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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材であって、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの半値全幅に対するピーク高さの比が５５００以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
（５）Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの半値全幅に対するピーク高さの比が５５００以上である上記（４）に記載のアルミニウム合金材。
（６）上記（１）から（３）に記載のアルミニウム合金鋳塊を４００℃以上で１時間以上加熱処理する工程を含む上記（４）または（５）に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度が向上したアルミニウム合金材（製品）の原料として有利に用いることができるアルミニウム合金鋳塊を提供することが可能となる。また、本発明によれば、引張強度が向上したアルミニウム合金材およびその製造方法を提供することも可能となる。
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鋳塊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。 実施例１と比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊のＸ線回折パターンである。 図４に示すＸ線回折パターンの拡大図である。 実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊の加熱処理前と加熱処理後のＸ線回折パターンである。 図６に示すＸ線回折パターンの拡大図である。
　以下、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金鋳塊、アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金材およびアルミニウム合金材の製造方法について図面を参照して説明する。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。
［アルミニウム合金鋳塊］
　本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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。なお、上述した成分に加えて、更にＢを０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内で含有していてもよい。本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、ＭｇとＳｉを含む点で６０００系アルミニウム合金の鋳塊に相当する。
（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、アルミニウム合金の引張強さを向上させることができる。
（Ｍｇ：０．６質量％以上１．２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、または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、アルミニウム合金の引張強さを向上させることができる。
（Ｓｉ：０．９質量％以上１．４質量％以下）
　Ｓｉ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。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、アルミニウム合金の引張強さが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、アルミニウム合金の引張強さを向上させることができる。
（Ｆｅ：０．１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、アルミニウム合金の引張強さを向上させることができる。
（Ｃｒ：０．０９質量％以上０．２５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、アルミニウム合金の引張強さ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、アルミニウム合金鋳塊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、アルミニウム合金の最終製品に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％以下の範囲内とする。Ｔｉの含有率は、好ましくは０．０１５質量％以上０．０３０質量％以下の範囲内である。
（Ｂ：０．００１質量％以上０．０３質量％以下）
　Ｂは、アルミニウム合金鋳塊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さら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の最終製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。
（不可避不純物）
　不可避不純物は、アルミニウム合金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、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、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鋳塊は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα１）の積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）の積分強度に対して０．５０％未満とされている。すなわち、ピークβに対するピークα１の積分強度比率（ピークα１の積分強度／ピークβの積分強度×１００）が０．５０％とされている。なお、ピークα１の積分強度比率が０．５０％以下であることは、ピークα１が検出されない場合を含む。
　回折ピークの積分強度は、Ｘ線回折装置を用いて測定された回折ピークのＸ線の強度（単位：ｃｐｓ）からその回折ピークのバックグランドのＸ線の強度を差し引いた回折ピークのピーク高さの積分強度である。回折ピークのピーク高さは、例えば、その回折ピークの半値全幅の範囲に対して分割型擬フォークト関数をフィッティングすることによって求めることができる。回折ピークの積分強度は、例えば、市販の解析ソフトウェア（ＰＤＸＬ　ＩＩ、株式会社リガク製）を用いて算出することができる。
　ピークα１は、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．１５４Åに対応する回折ピークである。α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－ＳｉおよびＡｌ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｆｅ－Ｓｉで表される金属間化合物の一種である。なお、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内に複数の回折ピークがある場合は、最もピーク高さが高いピークを採用する。なお、ピークβは、アルミニウムの面間隔２．３３８Åに対応する回折ピークである。回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内に複数の回折ピークがある場合は、最もピーク高さが高いピークを採用する。
　ピークβに対するピークα１の積分強度比率は、アルミニウム合金鋳塊の金属組織中のα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の含有量を指標する。ピークβに対するピークα１の積分強度比率は、０．４０％未満であることが好ましく、０．３０％未満であることがより好ましい。
　また、本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα２）の積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）の積分強度に対して０．５０％未満であってもよい。すなわち、ピークβに対するピークα２の積分強度比率（ピークα２の積分強度／ピークβの積分強度×１００）が０．５０％とされていてもよい。なお、ピークα２の積分強度比率が０．５０％以下であることは、ピークα２が検出されない場合を含む。
　ピークα２は、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．０９３Åに対応する回折ピークである。なお、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内に複数の回折ピークがある場合は、最もピーク高さが高いピークを採用する。ピークβに対するピークα２の積分強度比率は、０．４０％未満であることが好ましく、０．３０％未満であることがより好ましい。
　本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品のＣｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα１）の積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）の積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内となるようにされている。すなわち、加熱処理によって、ピークβに対するピークα１の積分強度比率が高くなるようにされている。これは、加熱処理によって、アルミニウム合金の金属組織中のα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の含有量が増加することを意味する。金属組織中のα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の含有量が増加することにより、加熱処理品は、アルミニウム合金鋳塊と比較して引張強度が向上する。加熱処理品のピークβに対するピークα１の積分強度比率は、０．５５％以上０．６５％以下の範囲内にあることが好ましい。
　加熱処理品のＣｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα２）の積分強度は、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）の積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内となるようにされていてもよい。加熱処理品のピークβに対するピークα２の積分強度比率は、０．５５％以上０．６５％以下の範囲内にあることが好ましい。
［アルミニウム合金鋳塊の製造方法］
　次に、本実施形態のアルミニウム合金鋳塊の製造方法を説明する。
　本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、例えば、溶湯形成工程と、鋳造工程と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）
　溶湯形成工程では、アルミニウム合金の溶湯を形成する。アルミニウム合金溶湯の組成は、アルミニウム合金鋳塊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塊を得る。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１は、本実施形態のアルミニウム合金鋳塊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は、図１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１および図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、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（図５を参照）に向けて鋳型中心軸Ｃに対して０度以上３度以下（より好ましくは０度以上１度以下。）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度以上３度以下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以上２５０ｍｍ以下（より好ましくは５０ｍｍ以上１７０ｍｍ以下。）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／分以上５ｍＬ／分以下（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恐れがある。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恐れがある。
　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、１０×１０５Ｗ／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、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１０×１０５Ｗ／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塊に冷却水が直接放射され、鋳塊内部まで金属の凝固が進行しつつ鋳塊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材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。
　鋳造工程でのアルミニウム合金溶湯の冷却速度は、例えば、鋳造方向と直交する断面の全面における最低冷却速度が５０℃／秒以上となる速度であることが好ましい。また、鋳造方向と直交する断面の全面における最高冷却速度は、最低冷却速度との差を小さくして、アルミニウム合金溶湯の冷却速度のばらつきを抑える観点から、１００℃／秒以上１５０℃／秒以下の範囲内にあることが好ましい。さらに、最低冷却速度と最高冷却速度の差は、例えば、１００℃／秒以下であることが好ましい。なお、鋳造方向と直交する断面の全面における冷却速度は、鋳造装置のヘッダー内部の溶湯温度を実測する方法により測定してもよいが、得られたアルミニウム合金鋳塊の鋳造方向と直行する断面におけるデンドライトアーム形態を光学顕微鏡によって観察し、２次デンドライトアーム間隔を計測することでより簡便に測定することができる。
　鋳造速度は、例えば、水平連続鋳造法の場合で、例えば２００ｍｍ／分以上６００ｍｍ／分以下の範囲内にあってもよい。以上に記載した鋳造方法によって、均一な金属組織を有するアルミニウム合金鋳塊を得ることができる。アルミニウム合金鋳塊の形状やサイズは特に制限されるものでなく、例えば直径３０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の棒材であってもよい。
　また、最終製品の信頼性向上のために、鋳造工程の前に、アルミニウム合金溶湯に対して脱ガス処理やフィルター処理を適宜行ってもよい。
　以上のような構成とされた本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、ＣｕおよびＭｇを上記の範囲内で含むので引張強度が向上する。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｒを上記の範囲内で含むので、加熱処理によって、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２などの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物が析出するので引張強度が向上する。すなわち、本実施形態のアルミニウム合金鋳塊は、加熱処理によって、アルミニウムの面間隔２．３３８Åに対応する回折ピーク（ピークβ）に対するα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．１５４Åに対応する回折ピーク（ピークα１）の積分強度比率が上記の範囲内にあり高い値を示す。
　また、本実施形態のアルミニウム合金鋳塊において、加熱処理によって、ピークβに対するα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．０９４Åに対応する回折ピーク（ピークα２）の積分強度比率が上記の範囲内にあり高い値を示す場合は、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２などの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物がより確実に生成するので引張強度がより向上する。
［アルミニウム合金材］
　本実施形態のアルミニウム合金材は、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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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。なお、上述した成分に加えて、更にＢを０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内で含有していてもよい。これらの金属の含有量は、上述のアルミニウム合金鋳塊の場合と同じである。
　本実施形態のアルミニウム合金材は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα１）の積分強度が、回折角２θが３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）の積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、ピークα１の半値全幅に対するピーク高さの比（ピーク高さ／ＦＷＨＭ）が５５００以上とされている。なお、ピークα１のピーク高さ／ＦＷＨＭの上限は特に制限はないが、例えば、２００００である。
　本実施形態のアルミニウム合金材は、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２を含む微細な粒状の晶出物が、ピークβに対するピークα１の積分強度比率で０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、ピークα１のピーク高さ／ＦＷＨＭが５５００以上となる量で析出しているので引張強度が向上する。
　また、本実施形態のアルミニウム合金材において、ピークβに対するα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．０９４Åに対応する回折ピーク（ピークα２）の積分強度比率が０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、ピークα２の半値全幅に対するピーク高さの比（ピーク高さ／ＦＷＨＭ）が５５００以上である場合は、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２を含む微細な粒状の晶出物がより確実に生成しているので引張強度がより向上する。なお、ピークα２のピーク高さ／ＦＷＨＭの上限は特に制限はないが、例えば、２００００である。
［アルミニウム合金材の製造方法］
　次に、本実施形態のアルミニウム合金材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材の製造方法は、上述のアルミニウム合金材を製造するための方法である。
　本実施形態のアルミニウム合金材の製造方法では、上述のアルミニウム合金鋳塊を出発原料として、アルミニウム合金鋳塊を４００℃で１時間以上加熱処理する。本実施形態のアルミニウム合金材の製造方法は、均質化処理工程、溶体化処理工程、人工時効処理工程を含んでいてもよい。さらに、熱間加工工程を含んでいてもよい。熱間加工工程は均質化処理工程と溶体化処理工程との間で行ってもよい。
　均質化処理工程は、アルミニウム合金鋳塊を加熱して、鋳造時に発生する添加元素の偏析を解消して組成を均質化させる工程である。均質化処理における加熱温度は、例えば、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２などの金属間化合物を含む晶出物が強度向上に寄与するサイズで析出し、粗大な粒子として再結晶するのを抑制するに効果的な４００℃以上、好ましくは４５０℃以上とする。また、均質化処理における加熱温度は、例えば、析出した粒子が固相溶融を生じないために５６０℃以下とする。さらに、加熱時間が短くなりすぎる場合には金属間化合物が粗大に析出してしまうため、均質化処理における加熱時間、例えば、２時間以上１０時間以下の範囲内とする。
　溶体化処理工程は、アルミニウム合金鋳塊を加熱したのちに急冷することで、鋳塊中の添加元素をアルミニウム合金に再固溶させるとともに原子空孔を凍結させる工程である。溶体化処理における加熱温度は、例えば、５２０℃以上５７０℃以下の範囲内であり、加熱時間は、例えば、０．５時間以上４時間以下の範囲内である。加熱後のアルミニウム合金鋳塊の急冷は、例えば、水冷、ミスト冷、ファン冷である。
　人工時効処理工程は、アルミニウム合金に対して低温で焼き戻しを行なう工程である。この人工時効処理により、アルミニウム合金中にＭｇ、ＳｉおよびＣｕを含むクラスタが生成し、Ｇ．Ｐ．ゾーン、β”相やＱ相を始めとする微細析出物へと遷移する。人工時効処理における加熱温度は、例えば、１７０℃以上２００℃以下の範囲内であり、加熱時間は、例えば、２時間以上１２時間以下の範囲内である。
　熱間加工工程では、アルミニウム合金鋳塊を加熱しながら所定の形状に加工する工程である。加工温度は、例えば、均質化処理工程におけるの加熱温度と同じであってもよい。熱間加工としては、鍛造、圧延、押出しなどの加工法を用いることができる。
　本実施形態のアルミニウム合金材の製造方法では、アルミニウム合金鋳塊を４００℃以上で１時間以上加熱するので、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２などの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物が生成しやすい。このため、本実施形態のアルミニウム合金材の製造方法によれば、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２などの金属間化合物を含む微細な粒状の晶出物が析出し、引張強度が向上したアルミニウム合金材を製造することができる。
　以上、本発明の実施形態を説明したが、こうした実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。こうした実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。
　本発明を実施例により具体的に説明する。
［実施例１］
　下記の表１に示す合金組成を有するアルミニウム合金１を用意した。また、鋳造装置として、図１に示す水平連続鋳造装置１０を用意した。水平連続鋳造装置１０の鋳型１２は、工業用純アルミニウム製の鋳型とし、冷却壁部２７の厚さを１．３ｍｍとした。この場合の冷却壁部分における溶湯から鋳型への熱流束値は、１０．４×１０５Ｗ・ｓ－１・ｍ－２である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　アルミニウム合金１を加熱してアルミニウム合金溶湯を形成した。次いで、得られたアルミニウム合金溶湯を水平連続鋳造装置１０に供給し、水平連続鋳造法により、鋳造速度４００ｍｍ／分の条件で鋳造して、直径４９ｍｍの円形断面を有する長尺棒状のアルミニウム合金鋳塊を作製した。鋳造の冷却条件は、鋳造方向と直交する断面の全面に対して、最低冷却速度が６０℃／秒、最高冷却速度が１１５℃／秒、最高冷却速度と最低冷却速度の差５５℃／秒であった。得られたアルミニウム合金鋳塊の化学組成を、固体発光分光法により測定した。その結果、アルミニウム鋳塊の化学組成は、アルミニウム合金１の化学組成と同じであった。なお、最高冷却速度と最低冷却速度は、得られたアルミニウム合金鋳塊の鋳造方向と直行する断面におけるデンドライトアーム形態を光学顕微鏡によって観察し、２次デンドライトアーム間隔を計測することによって測定した。
［比較例１］
　水平連続鋳造装置１０の鋳型１２を、ポーラスグラファイト製の鋳型とし、冷却壁部２７の厚さを３．５ｍｍとしたこと以外は、実施例１と同様にして、アルミニウム合金鋳塊を作製した。冷却壁部分における溶湯から鋳型への熱流束値は、１．５７×１０５Ｗ・ｓ－１・ｍ－２であった。鋳造の冷却条件は、鋳造方向と直交する断面の全面に対して、最低冷却速度が１８℃／秒、最高冷却速度が２００℃／秒、最高冷却速度と最低冷却速度の差が１８２℃／秒であった。
［アルミニウム合金鋳塊の評価］
（Ｘ線回折パターン）
　実施例１と比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊について、Ｘ線回折パターンを下記のようにして測定した。なお、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊は、製造直後の加熱処理前と、４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理後とについてＸ線回折パターンを測定した。
（Ｘ線回折パターンの測定方法）
　アルミニウム合金鋳塊の鋳造方向に対して直行する断面が測定面となるように、アルミニウム合金鋳塊を切断して、直径が４９ｍｍで、厚さが１０ｍｍの円板体を得る。得られた円板体の円板面に対して、エメリー紙研磨を実施し、次いでダイヤモンドペースト研磨を実施する。そして、最後に、円板体の円板面に対して、コロイダルシリカ懸濁液を用いたバフ研磨により鏡面仕上げを施して、Ｘ線回折パターン測定用の試料とする。
　Ｘ線回折パターンの測定装置は、Ｘ線回折装置（ＳｍａｒｔＬａｂ、株式会社リガク製）を使用する。Ｘ線源としてＣｕ－Ｋαを用い、管電圧４０ｋＶ、管電流３０ｍＡの条件で、Ｃｕ－Ｋα線を発生させ、集中光学系を用いて２θ－θスキャンを行なうことにより、試料中心部のＸ線回折パターンを測定する。測定条件は、走査速度０．５°／分、走査ステップ０．１°とし、入射側にＫβフィルターを配置する。
　得られたＸ線回折パターンから、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内で観察される回折ピーク（ピークα１）、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα２）、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）を抽出した。得られたピークα１、ピークα２およびピークβについて、ピーク高さ、半値全幅（ＦＷＨＭ）、回折ピークの半値全幅の範囲に対して測定されたバックグラウンドの強度の標準偏差（σｂｋｇ）、積分幅および積分強度を算出した。ピークα１、ピークα２およびピークβの抽出と、ピーク高さ、ＦＷＨＭ、σｂｋｇ、積分幅および積分強度の算出は、解析ソフトウェア（ＰＤＸＬ　ＩＩ、株式会社リガク製）を使用した。ピークα１、ピークα２およびピークβの抽出は２次微分法を用いた。σｂｋｇは、Ｘ線回折ピークのプロファイル全体に対してスプライン曲線をフィッティングすることによりバックグラウンド曲線を求め、得られたバックグラウンド曲線の前記回折ピークの半値全幅の範囲における強度の標準偏差を算出することにより求めた。ピーク高さ、ＦＷＨＭ、σｂｋｇ、積分幅および積分強度は、各ピークに対して分割型擬フォークト関数をフィッティングすることによって算出した。なお、ピーク高さが、σｂｋｇ以下のときは、ピークを不検出（ＮＤ）とした。
（評価結果）
　図４に実施例１と比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊のＸ線回折パターンを、図５にその拡大図を示す。
　図４および図５のＸ線回折パターンから、実施例１と比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊は、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にあるアルミニウムの面間隔２．３３８Åに対応する回折ピーク（ピークβ）が検出された。一方、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にあるα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．１５４Åに対応する回折ピーク（ピークα１）は、比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊では検出されたが、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊では検出されなかった。また、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にあるα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の面間隔２．０９３Åに対応する回折ピーク（ピークα２）は、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊と比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊の両方で検出されたが、実施例１の方がピーク強度は低くなった。この結果から、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊は、比較例１で得られたアルミニウム合金鋳塊と比較して、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の析出量が極微量であることがわかる。
　図６に、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊の加熱処理前と加熱処理後のＸ線回折パターンを、図７にその拡大図を示す。下記の表２に、ピークα１、ピークα２およびピークβの回折角２θ、ピークβの積分強度に対するピークα１とピークα２の積分強度の比率を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図６、図７および表２の結果から、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊は、加熱処理前のピークβの積分強度に対するピークα１の積分強度の比率、および加熱処理後のピークβの積分強度に対するピークα１の積分強度の比率とピークα１の半値全幅に対するピーク高さの比が本発明の範囲内にあることが確認された。これは、鋳造時においてはα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２が析出せず、その後の加熱処理によって、α－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２が析出したためである。鋳造時においてはα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２が析出しなかったのは、鋳造時の最低冷却速度が速いためである。
［アルミニウム合金材の作製］
　実施例１と比較例１で得られたアルミニウム鋳塊に対して、均質化処理、溶体化処理および人工時効処理をこの順で行なって、アルミニウム合金材を作製した。均質化処理、溶体化処理および人工時効処理の昇温速度、保持温度、保持時間およびその後の冷却方法を、下記の表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［アルミニウム合金材の評価］
（Ｘ線回折パターン）
　得られたアルミニウム合金材について、Ｘ線回折パターンを測定した。得られたＸ線回折パターンから、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内で観察される回折ピーク（ピークα１）、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークα２）、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピーク（ピークβ）を抽出し、その回折角２θ、ピーク高さ、ＦＷＨＭ、σｂｋｇ、積分幅および積分強度を算出した。また、ピークα１とピークα２について、ビークβの積分強度に対する積分強度の比率とＦＷＨＷに対するピーク高さの比（ピーク高さ／ＦＷＨＷ）を算出した。その結果を、加熱処理前のアルミニウム合金鋳材の結果とともに下記の表４に示す。
（引張特性）
　得られたアルミニウム合金材について、下記の方法により引張特性を測定した。その結果を、下記の表５に示す。
　引張特性は、ＡＳＴＭ－Ｅ８規格に準拠して評価する。すなわち、アルミニウム合金材から、標点間距離２５．４ｍｍ、平行部直径６．４ｍｍの試験片を採取する。得られた試験片に対して、常温（２５℃）において２ｍｍ／分の速度で引張試験を行なうことによって、引張強度、０．２％耐力および破断伸びを測定する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および表５の結果から実施例１で得られたアルミニウム鋳塊を用いて作製したアルミニウム合金材は、比較例１で得られたアルミニウム鋳塊を用いて作製したアルミニウム合金材と比較して、引張強度、０．２％耐力および破断伸びなどの引張特性が高い値を示すことがわかる。これは、実施例１で得られたアルミニウム合金鋳塊は、均質化処理、溶体化処理および人工時効処理を行なうことによって、ピークα１およびピークα２のビークβの積分強度に対する積分強度の比率やピーク高さ／ＦＷＨＷが大きくなることからわかるように、金属組織中のα－Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，（Ｃｒ））３Ｓｉ２の含有量が増加したためである。
　本発明のアルミニウム合金鋳塊によれば、引張強度が向上したアルミニウム合金材（製品）の原料として有利に用いることができるアルミニウム合金鋳塊を提供できる。従って、本発明は産業上の利用可能性を有する。
　１０…水平連続鋳造装置
　１１…溶湯受部（タンディッシュ）
　１１ａ…溶湯流入部
　１１ｂ…溶湯保持部
　１１ｃ…流出部
　１２…鋳型
　１２ａ…一端側
　１２ｂ…他端側
　１３…耐火物製板状体（断熱部材）
　１３ａ…注湯用通路
　２１…中空部
　２１ａ…内周面
　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

Claims (6)

  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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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鋳塊であって、　Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％未満であり、
    　４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％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鋳塊。
  2. 　Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％未満であり、
    　４５０℃で１時間加熱処理した後の加熱処理品は、Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にある請求項１に記載のアルミニウム合金鋳塊。
  3. 　更にＢを０．００１質量％以上０．０３質量％以下の範囲内で含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合金鋳塊。
  4. 　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０．６質量％以上１．２質量％以下の範囲内、Ｓｉの含有率が０．９質量％以上１．４質量％以下の範囲内、Ｍｎの含有率が０．４質量％以上０．６質量％以下の範囲内、Ｆｅの含有率が０．１質量％以上０．７質量％以下の範囲内、Ｃｒの含有率が０．０９質量％以上０．２５質量％以下の範囲内、Ｔｉの含有率が０．０１２質量％以上０．０３５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材であって、
    　Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、回折角２θで４１．６°以上４２．０°以下の範囲内にて観測される回折ピークの半値全幅に対するピーク高さの比が５５００以上であることを特徴とするアルミニウム合金材。
  5. 　Ｃｕ－Ｋα線を用いて測定されるＸ線回折パターンにおいて、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度が、回折角２θで３８．４°以上３８．８°以下の範囲内にて観測される回折ピークの積分強度に対して０．５０％以上０．７０％以下の範囲内にあって、回折角２θで４３．０°以上４３．４°以下の範囲内にて観測される回折ピークの半値全幅に対するピーク高さの比が５５００以上である請求項４に記載のアルミニウム合金材。
  6. 　請求項１から３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金鋳塊を４００℃以上で１時間以上加熱処理する工程を含む請求項４または５に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
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