(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
α−アルミニウム（Ａｌ）の結晶粒（単に「α−Ａｌ粒」という。）からなる基地部と該α−Ａｌ以外の晶出物からなる晶出部とからなる金属組織で構成された亜共晶アルミニウム合金からなるアルミニウム合金部材であって、
前記亜共晶アルミニウム合金は、該合金全体を１００質量％（単に「％」という。）として、ケイ素（Ｓｉ）：２〜９％とマグネシウム（Ｍｇ）：０．２〜０．８％を含み、
前記金属組織は、前記α−Ａｌ粒間に生じた前記晶出物がネットワーク状に連続していない分断された状態となっていると共に前記晶出物の一部が該α−Ａｌ粒内に取り込まれており、
該金属組織全体に対する前記晶出部の存在割合が面積率（「晶出物の全面積率」という。）で１２％以下であると共に該晶出部全体に対する前記基地部内に取り込まれた該晶出部の存在割合が面積率（「取込率」という。）で４０％以上であることを特徴とするアルミニウム合金部材。
【請求項２】
前記亜共晶アルミニウム合金は、さらに、Ｔｉ：０．０５〜０．３％および／またはＳｒ：０．００５〜０．０５％を含む請求項１に記載のアルミニウム合金部材。
【請求項３】
前記晶出部は、ＡｌとＳｉの共晶であるＡｌ−Ｓｉ共晶からなる請求項１に記載のアルミニウム合金部材。
【請求項４】
亜共晶アルミニウム合金からなる素形材を半溶融状態まで加熱した半溶融体を得る半溶融加熱工程と、
該半溶融体を加圧成形した成形体を得る成形工程とを備え、
前記素形材は、樹枝状晶のα−Ａｌ粒からなる基地部と該α−Ａｌ粒以外の晶出物からなる晶出部とからなる金属組織で構成されており、
請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金部材が得られることを特徴とするアルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項５】
前記素形材は、前記亜共晶アルミニウム合金の溶湯を（液相線温度＋５０℃）以上にして金型へ注湯した後に自然冷却して凝固させてなる請求項４に記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項６】
さらに、前記成形体に熱処理を施す熱処理工程を備える請求項４または５に記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靱性なアルミニウム合金部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車等の軽量化を図るため、シャーシ等の構造部材にもアルミニウム合金鋳造部材（鋳物）が使用されるようになってきた。もっとも、完全な液相からなるアルミニウム合金溶湯を冷却して凝固させる通常の鋳造方法では、冷却速度に依存した粗い不均一な金属組織が形成され易く、凝固収縮に伴う鋳巣等も生じ易い。このため従来の鋳造方法では、強度、伸び、衝撃値等に優れるアルミニウム合金鋳物を得ることは容易ではなかった。
【０００３】
これに対して、半溶融鋳造方法または半凝固鋳造方法を用いると、微細で均一的な金属組織が得られ、凝固収縮量が減少し、鋳巣の発生を抑制できる。特に、予め所望する金属組織を有する素形材（ビレット）を固相線温度以上で液相線温度未満の温度まで加熱して成形する半溶融鋳造方法（チクソキャスト法）を用いると、特性に優れたアルミニウム合金鋳造部材の生産が比較的容易である。このような半溶融鋳造方法に関する記載は、例えば、下記の特許文献にある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００４−２９２８８５号公報
【特許文献２】特開２００６−３７１９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１は、Ｓｉ：６．５〜７．５％、Ｍｇ：０．２０〜０．４５％、残部：Ａｌからなる半溶融溶湯をダイキャスト鋳造して得られたα相面積率：６０％以上のアルミニウム合金からなる鋳造部材を提案している。このアルミニウム合金は、特許文献１の図３等にあるように、α相（α-Ａｌ）がネットワーク状の晶出物（Ａｌ−Ｓｉ共晶）で囲繞された金属組織を有する。しかし、このような金属組織からなる鋳造部材は、そのネットワーク状の晶出物を亀裂が伝播し易いため、耐衝撃性が不十分である。
【０００６】
特許文献２は、Ｓｉ：２〜４％、残部：Ａｌからなる半溶融溶湯を急冷して、固相率２５〜４５％としたアルミニウム合金からなる構造部材を提案している。このアルミニウム合金は、特許文献１の図２等にあるように、第一α相をネットワーク状に囲繞する晶出物（Ａｌ−Ｓｉ共晶）中に、さらに第二α相を析出させた金属組織を有する。このような金属組織からなる鋳造部材は、比較的高靱性であるが、Ｓｉ量が少ないため、凝固収縮に伴う収縮孔や割れ等を生じ易い。つまり、半溶融鋳造方法の利点があまり発揮されていない。
【０００７】
本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、高靱性なアルミニウム合金からなる高耐衝撃性のアルミニウム合金部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、従来とは異なる金属組織をもつ亜共晶アルミニウム合金からなる高耐衝撃性のアルミニウム合金部材を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
【０００９】
《アルミニウム合金部材》
（１）本発明のアルミニウム合金部材は、α−アルミニウム（Ａｌ）の結晶粒（単に「α−Ａｌ粒」という。）からなる基地部と該α−Ａｌ以外の晶出物からなる晶出部とからなる金属組織で構成された亜共晶アルミニウム合金からなるアルミニウム合金部材であって、前記亜共晶アルミニウム合金は、該合金全体を１００質量％（単に「％」という。）として、ケイ素（Ｓｉ）：２〜９％とマグネシウム（Ｍｇ）：０．２〜０．８％を含み、前記金属組織は、前記α−Ａｌ粒間に生じた前記晶出物がネットワーク状に連続していない分断された状態となっていると共に前記晶出物の一部が該α−Ａｌ粒内に取り込まれており、該金属組織全体に対する前記晶出部の存在割合が面積率（晶出物の全面積率）で１２％以下であると共に該晶出部全体に対する前記基地部内に取り込まれた該晶出部の存在割合が面積率（取込率）で４０％以上であることを特徴とする。
【００１０】
（２）本発明のアルミニウム合金部材は、高靱性なアルミニウム合金からなり、優れた耐衝撃性を発揮する。このため、これまでアルミニウム合金部材が用いられてこなかった高耐衝撃性が要求される構造部材等にも、本発明のアルミニウム合金部材を用いることができるようになった。なお、本発明に係る亜共晶アルミニウム合金は、全体を１００質量％（単に「％」という。）としたときに、例えばケイ素（Ｓｉ）量が１２％以下である。
【００１１】
本発明に係るアルミニウム合金が高靱性を発現する理由は必ずしも定かではないが、現状では次のように考えることができる。本発明に係るアルミニウム合金は、共晶点以下の亜共晶組成からなる。亜共晶アルミニウム合金は、従来、初晶であるα-Ａｌ結晶粒（単にα-Ａｌまたはα-Ａｌ粒という。）と、それを取り囲むように形成されたネットワーク状の晶出物（主に共晶）とからなる金属組織を有していた。特に、鋳造時または成形時の流動性や成形性を改善するために、共晶を増加させるほど、そのようなネットワーク状の晶出物が多く形成され易かった。このような晶出物は硬質ではあるが脆弱である。このためアルミニウム合金部材に外部から衝撃力が加わり亀裂が発生すると、その亀裂はネットワーク状の晶出物を選択的に伝播して、急激に進展する。こうして従来のアルミニウム合金部材は、衝撃力が加わったときに破壊し易かった。
【００１２】
これに対して本発明に係るアルミニウム合金では、晶出物からなる晶出部の多くがα-Ａｌからなる基地部内に取り込まれた金属組織からなる。すなわち、本発明に係る金属組織は、従来の金属組織と異なり、晶出物がネットワーク状に連続しておらず、分断された状態となっており、しかも多くの晶出物が高延性なα-Ａｌによって囲繞された状態となっている。このような金属組織を有する本発明のアルミニウム合金部材は、外部からの衝撃力により亀裂が部分的に発生したとしても、その亀裂は高延性なα-Ａｌにより抑止されて進展しない。こうして本発明のアルミニウム合金部材は、優れた耐衝撃性を発揮するようになったと考えられる。
【００１３】
《アルミニウム合金部材の製造方法》
（１）本発明のアルミニウム合金部材はその製造方法を問わないが、次のような本発明の製造方法により得ることができる。本発明のアルミニウム合金部材の製造方法は、亜共晶アルミニウム合金からなる素形材を半溶融状態まで加熱した半溶融体を得る半溶融加熱工程と、該半溶融体を加圧成形した成形体を得る成形工程とを備え、前記素形材は、樹枝状晶のα−Ａｌ粒からなる基地部と該α−Ａｌ粒以外の晶出物からなる晶出部とからなる金属組織で構成されており、上述した本発明のアルミニウム合金部材が得られることを特徴とする。上記の素形材は、樹枝状晶のα−Ａｌからなる基地部と該α−Ａｌ以外の晶出物からなる晶出部とを有する金属組織で構成されていると好適である。このような金属組織を樹枝状組織という。
【００１４】
（２）半溶融鋳造（成形）を行う場合、従来は、ほぼ均一的に分散した粒状晶のα-Ａｌ（α-Ａｌ粒）と、その周囲をネットワーク状に包囲する晶出物（共晶）とからなる金属組織の素形材（ビレット）が用いられていた。このような金属組織を粒状組織という。
【００１５】
この素形材を加熱すると、α-Ａｌ粒の粒成長と共に晶出物のネットワークも拡張され、そのネットワークは崩壊されずに維持される。そして、このような素形材からなるアルミニウム合金部材も、そのネットワーク状組織を継承する。このため従来の半溶融鋳造等されたアルミニウム合金部材は、前述したように、亀裂が晶出物のネットワークを選択的に伝播して進展するため、耐衝撃性に劣っていた。
【００１６】
これに対して本発明の製造方法では、樹枝状組織からなる素形材を用いている。樹枝状組織の場合、共晶等の晶出物は主にα-Ａｌからなる樹枝間に存在する。この素形材を加熱すると、α-Ａｌ粒の粒成長と共に樹枝間に存在していた晶出物はα-Ａｌ粒内に取り込まれるようになる。そして、α-Ａｌ粒は樹枝状から粒状に変化し、半溶融鋳造（成形）の流動性（成形性）の向上に適した形状ともなる。こうして本発明の製造方法では、そのような金属組織からなる素形材を用いて半溶融鋳造（成形）を行うため、上述した耐衝撃性に優れるアルミニウム合金部材を、効率的に製造できるようになった。
【００１７】
《アルミニウム合金部材用素形材》
本発明は、上述したアルミニウム合金部材またはその製造方法のみならず、上述した素形材またはその製造方法としても把握できる。例えば、本発明は、亜共晶アルミニウム合金からなる素形材であって、測定視野内にある金属組織全体の面積率を１００％としたときに晶出物の占める面積率（全面積率）が１２％以下であると共に該晶出物の全面積率に対する前記基地部内にある該晶出物の占める面積率が４０％以上であることを特徴とする素形材としても把握できる。
【００１８】
《その他》
（１）本発明に係るアルミニウム合金は、Ａｌ、Ｓｉ以外に、特性改善に有効な種々の元素（改質元素）を含み得る。改質元素の組合せは任意であるが、その含有量は通常微量である。改質元素の他、本発明に係るアルミニウム合金は、原料中に含まれる不純物や各工程時に混入等する不純物であって、コスト的または技術的な理由等により除去困難な不可避不純物も当然に含み得る。
【００１９】
（２）本発明のアルミニウム合金部材は、その形態を問わず、半溶融鋳造した鋳物または半溶融成形した成形体のままでも良いし、それらに種々の熱処理や加工等を施したものでもよい。なお、本明細書で単にいう「半溶融鋳造」は半溶融成形も含み、そうして得られた「鋳物」は成形体も含む。
【００２０】
（３）本明細書でいう「靱性」や「耐衝撃性」は、アルミニウム合金の組成や製造条件よって異なるため、一概に特定されない。敢ていうならば、衝撃値（シャルピー値）で６Ｊ／ｃｍ２以上さらには７Ｊ／ｃｍ２以上であると好ましい。
【００２１】
（４）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１Ａ】試料１２に係る素形材の金属組織写真である。
【図１Ｂ】試料１２に係る半溶融体の金属組織写真である。
【図１Ｃ】試料１２に係る成形体の金属組織写真である。
【図２Ａ】試料Ｃ３に係る素形材の金属組織写真である。
【図２Ｂ】試料Ｃ３に係る半溶融体の金属組織写真である。
【図２Ｃ】試料Ｃ３に係る成形体の金属組織写真である。
【図３Ａ】試料２１に係る素形材の金属組織写真である。
【図３Ｂ】試料２１に係る半溶融体の金属組織写真である。
【図４Ａ】試料２２に係る素形材の金属組織写真である。
【図４Ｂ】試料２２に係る半溶融体の金属組織写真である。
【図５Ａ】試料Ｄ１に係る素形材の金属組織写真である。
【図５Ｂ】試料Ｄ１に係る半溶融体の金属組織写真である。
【図６Ａ】試料１２に係る成形体の破面を含む断面金属組織写真である。
【図６Ｂ】試料Ｃ３に係る成形体の破面を含む断面金属組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本明細書で説明する内容は、本発明のアルミニウム合金部材のみならず、その製造方法にも該当し得る。製造方法に関する構成要素は、プロダクトバイプロセスクレームとして理解すれば物に関する構成要素ともなり得る。上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。
【００２４】
《アルミニウム合金部材》
（１）金属組織
本発明のアルミニウム合金部材は亜共晶アルミニウム合金（単にアルミニウム合金という。）からなる。このアルミニウム合金は、α−Ａｌからなる基地部と、α−Ａｌ以外の晶出物からなる晶出部とを有する金属組織からなる。
【００２５】
晶出物はアルミニウム合金の組成に応じて異なるが、Ａｌ−Ｓｉ二元系合金なら晶出物は主にＡｌとＳｉの共晶であるＡｌ−Ｓｉ共晶からなる。本発明に係るアルミニウム合金がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ三元系合金の場合なら、晶出物は主にＡｌとＭｇ２Ｓｉの共晶であるＡｌ−Ｍｇ２Ｓｉ共晶からなる。勿論、本発明でいう晶出部は、α-Ａｌ以外であればよいから、それら共晶以外の晶出化合物を適宜含むものでもよい。なお、本発明に係るアルミニウム合金は、上述したＡｌ−Ｓｉ二元系合金またはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ三元系合金以外でもよい。
【００２６】
本発明に係る晶出部は、基地部を構成するα-Ａｌ粒の内部（粒内）に存在する場合に限らず、α-Ａｌ粒間（粒界）に存在してもよい。但し、α-Ａｌ粒間に存在する晶出部は連続しておらず、晶出物の間隔が大きいほど、アルミニウム合金の耐衝撃性が向上し得る。
【００２７】
基地部は、純粋なα-Ａｌのみからなる場合に限られない。本発明に係る基地部には、種々の元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ等）が固溶状態にある場合やそれら元素が熱処理等により化合物として析出している場合等も含まれる。
【００２８】
ところで、本発明に係るアルミニウム合金は、晶出部が金属組織全体に対する存在割合が面積率（これを適宜「全面積率」という。）で１２％以下さらには１０％以下であると好ましい。この全面積率は、Ａｌ以外の元素（Ａｌ−Ｓｉ二元系合金の場合なら主にＳｉ）の含有量により定まる。全面積率が過大では亀裂伝播経路となる基地部（α-Ａｌ粒）間にできる晶出部（粒間晶出部）が増加して、アルミニウム合金の伸びや靱性が低下し得る。全面積率の下限値に制限はないが、Ｓｉ等を適量含む場合、通常、面積率は３％以上となる。なお、全面積率はα-Ａｌ粒内とα-Ａｌ粒間の両方に存在する晶出部全体の存在割合として算出される。その算出方法の詳細は後述する。
【００２９】
また本発明に係るアルミニウム合金は、その晶出部全体に対する基地部内の存在割合が面積率（これを適宜「取込率」という。）で４０％以上、５０％以上さらには５５％以上であると好ましい。取込率が高くなるほど、α-Ａｌ粒間の晶出部が少なく分断された金属組織が得られ、アルミニウム合金の靱性が向上し得る。
【００３０】
逆に、取込率が過小では、亀裂伝播経路となる基地部（α-Ａｌ粒）間の晶出部が相対的に増加し、アルミニウム合金の伸びや靱性が低下し得る。取込率の上限値に制限はないが、通常、取込率は８０％以下さらには７０％以下である。なお、この取込率は、上記の全面積率を１００％としたときにおけるα-Ａｌ粒内にある晶出部の面積割合である。この取込率の算出方法の詳細についても後述する。
【００３１】
（２）組成
本発明に係るアルミニウム合金の好適な組成は次の通りである。
【００３２】
Ｓｉの含有量は、共晶点（１２．６％）未満の１２％以下であればよい。Ｓｉは、鋳造時の流動性（成形時の成形性）、凝固収縮量等に影響を及ぼす。また共晶Ｓｉとして晶出し、アルミニウム合金の靭性（伸びや衝撃値等）に影響を及ぼす。Ｓｉが過少では流動性または成形性が低下する。Ｓｉが過多では、α-Ａｌ粒間に脆弱な共晶Ｓｉがネットワーク状に晶出し易くなり、アルミニウム合金の伸びや衝撃値等が低下する。
【００３３】
そこで本発明に係るアルミニウム合金がＳｉを主成分とするＡｌ−Ｓｉ二元系合金である場合なら、Ｓｉは２〜９％、３〜８％さらには４〜６％であると好ましい。なお、本明細書では、特に断らない限り、アルミニウム合金全体を１００質量％（単に「％」という。）とした組成を示す。
【００３４】
Ａｌ−Ｓｉ二元系合金の場合、Ｍｇの０．２〜０．８％、０．３〜０．７％さらには０．４〜０．６５％のＭｇを含むと好ましい。ＭｇはＡｌ中に固溶し、鋳造後または成形後の熱処理により、Ｍｇ２Ｓｉとなる。これによりアルミニウム合金の引張強さ、耐力等の機械的性質が向上し得る。Ｍｇが過少では効果が乏しく、Ｍｇが過多では未固溶のＭｇ２Ｓｉ相によりアルミニウム合金の靱性（伸び、衝撃値等）が低下する。
【００３５】
本発明に係るアルミニウム合金は、上述したＡｌ−Ｓｉ二元系合金に限らず、ＳｉおよびＭｇを主成分としたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ三元系合金でもよい。この場合、ＳｉはＭｇとの間で擬二元共晶を形成し、Ｍｇ２Ｓｉ共晶（晶出物）として晶出する。このＭｇ２Ｓｉ共晶は、Ａｌ−Ｓｉ二元系合金のＳｉと同様に、アルミニウム合金の靱性（伸び、衝撃値等）、流動性、凝固収縮量等に影響を及ぼす。
【００３６】
本発明に係るアルミニウム合金がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ三元系合金である場合なら、Ｍｇ２Ｓｉは３〜７％さらには４〜６％であると好ましい。Ｍｇ２Ｓｉが過少では成形性が低下する。Ｍｇ２Ｓｉが過多では、Ｍｇ２Ｓｉ共晶がネットワーク状晶出し易くなり、アルミニウム合金の靱性が低下する。
【００３７】
本発明のアルミニウム合金は、いずれの合金系の場合でも、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｓｒ、Ｎａ、Ｓｂ等の改質元素を適量含むと好ましい。
【００３８】
Ｔｉは、アルミニウム合金の結晶粒を微細化させると共にα-Ａｌからなる基地部を固溶強化または析出強化させる。Ｔｉが過少では効果が乏しく、Ｔｉが過多になると粗大なＴｉ化合物が現れて、逆にアルミニウム合金の機械的性質（特に伸びや衝撃値等の靭性）が低下し得る。そこでＴｉの含有量は０．０５〜０．３％さらには０．０７〜０．２％であると好ましい。
【００３９】
Ｃｕは、鋳造後または成形後の熱処理により、アルミニウム合金の引張強さや耐力等の機械的性質を向上させ得る。Ｃｕが過少では効果が乏しく、Ｃｕが過多になるとアルミニウム合金の耐食性が低下する。そこでＣｕの含有量は０．３〜０．６％さらには０．４〜０．５％であると好ましい。
【００４０】
Ｓｒ、ＮａおよびＳｂは晶出物を微細化させる。特にＳｒおよびＮａは共晶Ｓｉを微細化させ、Ｓｂは共晶Ｓｉまたは共晶Ｍｇ2Ｓｉを微細化させると共に基地部内への晶出物の取込みを助長させる。これら元素が過少では効果が乏しく、過多ではＡｌと化合物（ＡｌＳｂ等）を形成してアルミニウム合金の靱性を低下させ得る。そこで本発明のアルミニウム合金は、Ｓｒ：０．００５〜０．０５％、Ｎａ：０．００１〜０．０３％、Ｓｂ：０．０５〜０．１５％のいずれか一種以上を含むと好ましい。
【００４１】
《製造方法》
（１）本発明のアルミニウム合金部材は、亜共晶アルミニウム合金からなる素形材（ビレット）を用いて、半溶融鋳造（成形）により製造されると好ましい。すなわち、その素形材を半溶融状態まで加熱した半溶融体を得る半溶融加熱工程と、この半溶融体を加圧成形した成形体を得る成形工程により製造されると好ましい。
【００４２】
半溶融加熱工程は、素形材を固相線温度以上、液相線温度未満に加熱した半溶融体を得る工程である。このときの加熱温度は、所望する半溶融体の金属組織に応じて適宜調整される。また、本工程による素形材の加熱中に、素形材を構成するα-Ａｌ粒が成長し、これが前述した全面積率や取込率に影響する。従って、加熱前の素形材の金属組織にも依るが、本工程中の昇温速度は所望する全面積率や取込率に応じて、相対的に遅く調整されると好ましい。なお、本明細書でいう半溶融体は、加熱された半溶融状でもよいし、半溶融加熱工程後に一旦冷却された固相状態でもよい。
【００４３】
成形工程は、半溶融加熱工程で全面積率、取込率または固相率等が調整された半溶融体を、所望する形状にする工程である。成形圧力は、半溶融体の温度（成形温度）、その固相率、所望する特性や形状等に応じて適宜調整される。
【００４４】
成形温度は問わず、固相線温度〜液相線温度の範囲内でも、固相線温度以下でもよい。つまり成形工程は、半溶融状態の半溶融体に対して行っても良いし、固相状態の半溶融体に対して行ってもよい。また、成形工程を半溶融加熱工程に連続して行うと効率的な成形が可能となる。
【００４５】
さらに本発明の製造方法は、成形体に熱処理を施す熱処理工程を備えると好適である。これにより基地部中に固溶していた元素による析出強化、金属組織の均一化、内部歪みの除去等を図れる。熱処理工程は、例えば、溶体化処理、時効処理等である。
【００４６】
（２）上述した半溶融鋳造（成形）に用いられる素形材は、上述したように、樹枝状晶のα−Ａｌからなる基地部とα−Ａｌ以外の晶出物からなる晶出部とを有する樹枝状組織からなると好ましい。このような樹枝状組織の素形材は、冷却速度を高精度に制御する必要はないが、例えば、所望組成に調製された完全な液相からなる溶湯を、注湯温度：液相線温度＋５０℃以上さらには液相線温度＋７０℃以上とし、大気中で金型内に注湯すれば所望する素形材が得られる。
【００４７】
《アルミニウム合金部材の用途》
本発明のアルミニウム合金部材は、その形態や用途は問わない。本発明のアルミニウム合金部材が使用され得る用途例を挙げると、自動車用の各種構造部材、具体的にはサスペンション等の足回り部材、ホイール部材、シャーシ部材、サブフレーム部材、継手部材、アクチュエーター部材、ブレーキ部材等に用いると好適である。
【実施例】
【００４８】
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
《試料の製造》
＜実施例１＞
（１）素形材
表１に示す合金組成に配合された原料を溶解して溶湯を調製した。この溶湯を円筒状鋼製金型（内径φ４０ｍｍ×高さ１００ｍｍ×肉厚１５ｍｍ）に注湯し、大気中で自然冷却させて凝固させた。こうして円柱状の素形材を得た。なお、各試料に係る素形材の鋳造温度（注湯温度）は表１に併せて示した。具体的には、試料１１、試料１２および試料Ｃ１の注湯温度は液相線温度＋８０℃とし、試料Ｃ２および試料Ｃ３の注湯温度を液相線温度＋１０℃とした。
【００４９】
（２）半溶融加熱工程
上記の素形材を高さ４０ｍｍに切断したビレットを、表１に示す加熱温度まで昇温した。こうして固相率が約５０％となる半溶融状態のビレット（半溶融体）を得た。
【００５０】
（３）成形工程
このビレットを、上記の加熱温度に保ったまま、キャビティ内径φ６０ｍｍの金型に入れて加圧成形した。このときの成形圧は表１に示した。こうして外径φ６０ｍｍ×高さ１５ｍｍの円柱状の成形体を得た。
【００５１】
（４）熱処理工程
上記の成形体に熱処理（Ｔ６／ＪＩＳ）を施した。具体的には、５３５℃×１時間加熱した成形体を５０℃の温水中へ入れて焼入れした（溶体化処理）。この成形体をさらに１７０℃×３時間加熱し、その後空冷した（時効処理）。こうして得られた熱処理後の成形体（アルミニウム合金部材）を供試材とした。なお、いずれの加熱も大気雰囲気中で行った。
【００５２】
＜実施例２＞
実施例１の場合と同様にして製造した素形材を切断したビレットを用意した。なお、素形材の鋳造温度（注湯温度）は表１に併せて示した。このビレット（高さ４０ｍｍ）を表１に示す温度に加熱した後、加圧成形せずに、そのまま水中へ投入し、水焼入れを行った。こうして得られた焼入れ後のビレット（アルミニウム合金部材）を供試材とした。
【００５３】
《測定・観察》
（１）組織観察
各試料に係る素形材、半溶融体または熱処理後の成形体（供試材）の各断面を研磨した後、その中心部を光学顕微鏡で観察した。こうして各金属組織を撮影した組織画像（×２００倍または×４００倍）を得た。これらの写真を図１Ａ〜図１Ｃ（これらを合わせて図１という。）、図２Ａ〜図２Ｃ（これらを合わせて図２という。）、図３Ａと図３Ｂ（これらを合わせて図３という。）、図４Ａと図４Ｂ（これらを合わせて図４という。）、図５Ａと図５Ｂ（これらを合わせて図５という。）にそれぞれ示した。
【００５４】
また、各供試材に係る組織画像を画像処理装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸ)で解析して、金属組織の測定視野内における晶出部の面積率を次のように算出した。先ず、組織全体に対する晶出部の存在割合を次のようにして算出した。上記装置に組み込まれた画像処理ソフトを用いて、各組織画像に対する測定領域を決定する。この測定領域内で、基地部（α−Ａｌ）と晶出部（共晶等）を２値化処理して分離する。測定領域の全面積（Ｓｔ）と、分離抽出した晶出部の全面積（Ｓｃ）をそれぞれ求める。それら面積の比率（Ｒｔ＝１００×Ｓｃ／Ｓｔ）を、組織全体に対する晶出部の存在割合（全面積率）とした。
【００５５】
次に、基地部内における晶出部の面積率を次のようにして算出した。基地部を構成するα-Ａｌ結晶粒（単に「α-Ａｌ粒」という。）内にある晶出部（粒内晶出物）と、α-Ａｌ粒間（粒界）にある晶出部（粒間晶出物）とを、上記の画像処理ソフトを用いて分離する。そして粒内晶出物の面積（Ｓａ）と、粒間晶出物の面積（Ｓｂ）とをそれぞれ求める。これらの面積から求まる面積率：Ｒａ＝１００×Ｓｂ／（Ｓａ＋Ｓｂ）を、基地部内における晶出部の存在割合（取込率）とした。
【００５６】
（２）耐衝撃性
各試料に係る供試材（熱処理後の成形体）の肉厚中心部から採取したＪＩＳ  Ｚ２２４２衝撃試験片を用いて衝撃試験を行った。衝撃試験は、シャルピー衝撃試験機（５ｋｇ・ｍ／株式会社島津製作所製）を用いて室温大気中で行った。
【００５７】
《評価》
（１）耐衝撃性
基地部内における晶出部の面積率（取込率）が４０％以上である試料はいずれも、衝撃値が７Ｊ／ｃｍ２ 以上であり、耐衝撃性、靱性に優れることがわかる。
【００５８】
なお、試料Ｃ１のようにＳｉ量が過少では半溶融体の流動生が低下して成形困難となった。このことからＳｉ量は２％以上さらには３％以上であると好ましい。
【００５９】
（２）金属組織
表１と図１〜図５からわかるように、衝撃値（靱性）が高い試料の場合、素形材の金属組織は、α-Ａｌ粒が樹枝状晶になっている。また半溶融体または成形体の金属組織は、粒間晶出物が分断されており、ネットワーク状となっていない。そして靱性が高い試料ほど、基地部内に取り込まれた晶出部（粒内晶出物）が多くなっている。
【００６０】
逆に、衝撃値が低い試料の場合、素形材の金属組織は、α-Ａｌ粒が粒状晶となっている。また半溶融体または成形体の金属組織も、素形材の金属組織を継承して、粒間晶出物が連続したネットワーク状になっている。このような試料は、基地部内における晶出部の存在割合（取込率）も小さい。
【００６１】
（３）破断面
試料１２と試料Ｃ３の衝撃試験後の破断面を、金属顕微鏡で観察した組織写真を図６Ａおよび図６Ｂにそれぞれ示した。試料Ｃ３の場合、α-Ａｌ粒を取り囲むように粒間晶出物のネットワークが形成されている。この脆弱なネットワークが亀裂伝播経路となって、破壊が進行したため、試料Ｃ３は低衝撃値になったと考えられる。
【００６２】
一方、試料１２の場合、そのようなネットワークは存在せず、粒間晶出物は高延性なα-Ａｌ粒により分断されている。このため破壊が粒間晶出物を伝播して進行せず、試料１２は高衝撃値になったと考えられる。
【００６３】
【表１】
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【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【図１Ｃ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
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【図６Ａ】
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【図６Ｂ】
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