(57)【要約】【課題】極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材を提供する。【解決手段】本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材は、Ｍｇ：０．３〜５．５質量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、含有しているＭｇ量及びＭｎ量をそれぞれ[Ｍｇ]及び[Ｍｎ]とした場合に、[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０の関係式を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、導電率：２７％ＩＡＣＳ以上とした。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．３〜５．５質量％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０質量％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、
含有しているＭｇ量及びＭｎ量をそれぞれ[Ｍｇ]及び[Ｍｎ]とした場合に、[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０の関係式を満たし、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
導電率：２７％ＩＡＣＳ以上である
ことを特徴とする極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材。
【請求項２】
圧延材、鍛造材又は押出材であることを特徴とする請求項１に記載の極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
低温用アルミニウム（Ａｌ）合金としてはＪＩＳ規格５０８３合金が開発されており、液化天然ガス（Liquefied Natural Gas；ＬＮＧ（液化温度：−１６２℃））タンク用合金として用いられている。但し、前記５０８３合金であっても、液体水素の温度（水素液化温度）、即ち−２５３℃以下という極低温域での耐衝撃性が極めて低いという問題を有している。この問題は、Ａｌ精練時に残存するＦｅやＳｉなどの不純物を含有する不溶性化合物が、均質化処理や溶体化処理における処理温度を高くしても合金中に固溶せず粒状に晶出して物性に悪影響を与えることに起因して生じる。なお、本明細書における極低温域とは、−２５３℃以下の温度域（つまり、−２５３℃から絶対零度である−２７３．１５℃までの温度域）をいう。
【０００３】
このようなＡｌ−Ｍｇ系合金の極低温域での耐衝撃性を向上させる手段としては、不溶性化合物の原因となるＦｅやＳｉなどの不純物元素の含有量を極力制限することが考えられる。しかしながら、不可避不純物であるＦｅ及びＳｉの含有量を極力制限することは、即ち極めて純度の高いＡｌ地金を必要とするものであり、コスト高となって実用性に乏しい。このような状況下、Ａｌ−Ｍｇ系合金の極低温域での耐衝撃性を向上させる発明が、例えば、特許文献１に提案されている。
【０００４】
特許文献１には、Ｍｇ：３．５〜５．５質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｓｉ：０．５質量％以下の要件を満たし、かつＣｒ、Ｍｎ及びＺｒよりなる群から選択された１種以上を夫々規定の範囲内で含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ−Ｍｇ系合金が記載されている。このＡｌ−Ｍｇ系合金は、連続鋳造後、熱間圧延又は熱間圧延及び冷間圧延を行うと共に熱処理を施して、Ｆｅ及びＳｉを含む不溶性化合物粒の最大長さを１．０μｍ以下、かつ体積分率を１．０％以下に制御している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平８−２０８３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１に記載の発明は、晶出物の量を低減することで極低温域での耐衝撃性を向上させている。しかしながら、今後、液体水素の運搬量及び貯蔵量などの増加が見込まれており、極低温域での耐衝撃性をさらに向上させたアルミニウム合金構造部材の開発が望まれている。
【０００７】
本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、極低温域での耐衝撃性に優れたアルミニウム合金構造部材を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材は、Ｍｇ：０．３〜５．５質量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、含有しているＭｇ量及びＭｎ量をそれぞれ[Ｍｇ]及び[Ｍｎ]とした場合に、[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０の関係式を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、導電率：２７％ＩＡＣＳ以上であることとしている。
このように、本発明によれば、化学成分及び導電率を特定の条件としているので、極低温域での耐衝撃性に優れたアルミニウム合金構造部材を提供することができる。
【０００９】
本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材は、前記極低温用構造部材が圧延材、鍛造材又は押出材であることが好ましい。
このように、本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材は、極低温域での耐衝撃性に優れているので、極低温用構造部材という用途、特に、圧延材、鍛造材又は押出材に好適に用いることができる。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、極低温域での耐衝撃性に優れたアルミニウム合金構造部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】シャルピー衝撃試験に用いた試験片を説明する説明図である。
【図２】導電率と約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。同図中、横軸が導電率（％ＩＡＣＳ）であり、縦軸が約−１７３℃における衝撃吸収エネルギー（Ｊ）である。
【図３】約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ以上になる実施例と、そうでない比較例について、Ｍｇ量とＭｎ量の関係を示すグラフである。同図中、横軸がＭｎ量（質量％）であり、縦軸がＭｇ量（質量％）である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材の一実施形態について詳細に説明する。なお、以下の説明においては、「アルミニウム合金」を「Ａｌ合金」と記載することがあり、「極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材」を「Ａｌ合金材」と記載することもある。
【００１３】
本発明に係るＡｌ合金材は、Ｍｇ：０．３〜５．５質量％、Ｍｎ：０．０１〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％、含有しているＭｇ量及びＭｎ量をそれぞれ[Ｍｇ]及び[Ｍｎ]とした場合に、[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０の関係式を満たし、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。
また、本発明に係るＡｌ合金材は、導電率を２７％ＩＡＣＳ（International Annealed Copper Standard）以上としている。
以下、本発明に係るＡｌ合金材におけるこれらの構成要素について詳細に説明する。
【００１４】
（Ｍｇ：０．３〜５．５質量％）
Ｍｇは、Ａｌ合金材の強度向上に大きく寄与する元素である。Ｍｇ量が０．３質量％未満であると、十分な強度が得られない。ここで、十分な強度とは、室温における耐力値が６５ＭＰａ以上であることをいう。つまり、Ｍｇ量が０．３質量％未満であると、室温における耐力を向上させる効果が十分に得られない。その一方で、Ｍｇ量が５．０質量％を超えると、極低温域での耐衝撃性が低下し、約−１７３℃（−１７３±２℃）において５５Ｊ以上の衝撃吸収エネルギーを得ることができないだけでなく、加工性も低下する。従って、Ｍｇ量は０．３〜５．５質量％とする。なお、Ｍｇ量は、室温における耐力向上の観点から１質量％以上とするのが好ましく、２質量％以上とするのがより好ましい。また、Ｍｇ量は、極低温域での耐衝撃性の低下を防止する観点から５質量％以下とするのが好ましく、４．５質量％以下とするのがより好ましい。
【００１５】
（Ｍｎ：０．０１〜１．０質量％）
Ｍｎは、Ａｌ合金の結晶粒を微細化し、極低温域での耐衝撃性を向上させる元素である。また、Ｍｎは、Ａｌと結合して０．１〜０．５μｍ程度の微細な分散粒子を形成することにより結晶粒の微細化にも寄与する元素である。Ｍｎ量が０．０１質量％未満であると、結晶粒の微細化は難しく、極低温域での耐衝撃性及び室温における耐力を向上させる効果が十分に得られない。その一方で、Ｍｎ量が１．０質量％を超えると、粗大な晶出物を形成し、加工性を低下させると共に、極低温域での耐衝撃性を低下させてしまう。従って、Ｍｎ量は、０．０１〜１．０質量％とする。なお、Ｍｎ量は、極低温域での耐衝撃性及び室温における耐力を向上させる観点から０．０５質量％以上とするのが好ましく、０．１質量％以上とするのがより好ましい。また、Ｍｎ量は、極低温域での耐衝撃性の低下を防止する観点から０．７質量％以下とするのが好ましく、０．６質量％以下とするのがより好ましい。
【００１６】
（Ｔｉ：０．００１〜０．１質量％）
Ｔｉは、結晶粒を微細化させ、強度（室温での引張強度、耐力）や極低温域での耐衝撃性を向上させる元素である。Ｔｉ量が０．００１質量％未満であると、鋳塊の結晶粒が粗大化し、強度や極低温域での耐衝撃性を向上させる効果が十分に得られない。また、熱間加工時に割れが発生し、その後の加工を続けることができない。その一方で、Ｔｉ量が０．１質量％を超えると、粗大な晶出物が形成されるようになるため、却って極低温域での耐衝撃性が低下したり、Ａｌ合金材の加工性等に悪影響を及ぼしたりするおそれがある。従って、Ｔｉ量は０．００１〜０．１質量％とする。なお、Ｔｉ量は、強度や極低温域でのシャルピー衝撃特性を向上させる観点から０．００２質量％以上とするのが好ましく、０．００５質量％以上とするのがより好ましい。また、Ｔｉ量は、極低温域での耐衝撃性の低下を防止する観点やＡｌ合金材の加工性を保つ観点から０．０８質量％以下とするのが好ましく、０．０５質量％以下とするのがより好ましい。
【００１７】
（[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０）
ＭｇとＭｎをそれぞれ前記した範囲で含有していてもＭｇ量とＭｎ量が互いに多いと、本発明の奏する極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を奏しない場合がある。本発明者らが研究した結果、ＭｇとＭｎが下記関係式（１）を満たすことによって極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を確実に奏することができることを見出した。なお、下記関係式において、[Ｍｇ]はＡｌ合金が含有しているＭｇ量であり、[Ｍｎ]はＡｌ合金が含有しているＭｎ量である。下記関係式の導出については後記する［実施例］にて説明する。
[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０      ・・・（１）
【００１８】
Ｍｇ量とＭｎ量の関係は、Ａｌ合金が含有するＭｇ量及びＭｎ量がそれぞれ前記した範囲にあり、かつ、Ａｌ合金が含有するＭｇ量（[Ｍｇ]）が、−７．７[Ｍｎ]＋８．０以下であれば、極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を奏することができ、Ａｌ合金が含有しているＭｇ量（[Ｍｇ]）が−７．７[Ｍｎ]＋８．０よりも大きいと極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を奏することができない。
【００１９】
（残部）
残部は、Ａｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、材料の溶解時に不可避的に混入する不純物であり、基本的に含有しない方が好ましいが、本発明の奏する極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を阻害しない範囲で含有することは許容される。本発明における不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｃｕなどを挙げることができる。本発明の場合、Ｆｅは０．３５質量％以下、Ｃｒは０．２５質量％以下、Ｓｉは０．３５質量％以下、Ｚｒは０．１５質量％以下であれば許容できる。Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｚｒがそれぞれ前記上限値を超えると、粗大な晶出物が形成され、成形性を低下させると共に、極低温域での耐衝撃性が低下する。なお、鋳塊の結晶粒の粗大化を抑制するには、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｚｒをそれぞれ０．１０質量％以下とするのが望ましい。また、本発明の場合、Ｚｎは０．１質量％以下であれば許容できる。Ｚｎが前記上限値を超えると、強度が高くなり過ぎるおそれがあり、これにより本発明に係るＡｌ合金材の加工性等に悪影響を及ぼすおそれがある。また、Ｚｎが前記上限値を超えると、耐食性、溶接性が低くなり過ぎるおそれがある。さらに、本発明の場合、Ｃｕは０．２質量％以下であれば許容できる。Ｃｕが前記上限値を超えると、耐食性、溶接性が低下するおそれがある。なお、不可避的不純物としては前記したもの以外にもＶ、Ｈｆ、Ｓｃなどが含まれ得る。
【００２０】
（導電率：２７％ＩＡＣＳ以上）
母相中のＡｌの比率が高いほど極低温域での耐衝撃性が高くなる。そして、導電率は、例えば、Ａｌ−Ｍｇ合金においては、Ｍｇの添加量及びＭｇ系析出物（β相）の析出状態に応じて変化（増減）する。つまり、Ｍｇの添加量が多いと、母相中のＭｇの固溶度が大きくなり、Ａｌ合金材の導電率が低くなる。
また、Ｍｇ系析出物の析出量が多いと、母相中のＭｇの固溶度が小さくなり、母相中のＡｌの比率が高くなるため、Ａｌ合金材の導電率が高くなる。つまり、Ａｌ合金材の導電率が高いほど極低温域での耐衝撃性が高くなる。
なお、Ｍｇ系析出物の析出量が少ないと、母相中のＭｇの固溶度が大きくなり、母相中のＡｌの比率が低くなるため、Ａｌ合金材の導電率が低くなる。この場合、Ａｌ合金材の極低温域での耐衝撃性が低くなる。
【００２１】
本発明においては、Ａｌ合金材の導電率を２７％ＩＡＣＳ以上とすることにより、極低温域での耐衝撃性を優れたものとすることができる。Ａｌ合金材の導電率が２７％ＩＡＣＳ未満であると極低温域での耐衝撃性を優れたものとすることができない。
なお、極低温域での耐衝撃性をより優れたものとする観点からＡｌ合金材の導電率は２８％ＩＡＣＳ以上とするのが好ましく、３０％ＩＡＣＳ以上とするのがより好ましい。
【００２２】
Ａｌ合金材の導電率を２７％ＩＡＣＳ以上とする方法としては、例えば、熱間圧延後や鍛造後に焼鈍を行い、焼鈍後の冷却を通常よりもゆっくり行うことが挙げられる。例えば、焼鈍後、１２０℃までの冷却速度（平均冷却速度）を４０℃／ｈｒ以下にすることが挙げられる。焼鈍後、１２０℃までの冷却速度が４０℃／ｈｒ以下であれば、例えば、前記した関係式[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０を満たすことが可能となる。なお、本発明においては、Ｍｇ系析出物の析出量を多くすることができればよく、これに限定されるものではない。
【００２３】
前記したように、本発明に係るＡｌ合金材は極低温域での耐衝撃性に優れているので、極低温用構造部材に用いるのが好ましい。極低温用構造部材としては、液体水素、液体窒素、ＬＮＧ、液体ヘリウムなどの極低温の物質を収容するためのタンク、配管又は接合部材などを挙げることができる。なお、極低温域での耐衝撃性に優れる構造部材は、圧延材、鍛造材又は押出材を好適に用いることができる。
【００２４】
本発明に係るＡｌ合金材は、一般的な設備で製造することができる。例えば、溶解炉で原料を溶解し、前記した化学成分のＡｌ合金に調整した後、鋳造装置で鋳塊を鋳造する。その後、鋳塊の面削及び均質化熱処理を行い、必要に応じて加熱を行う。次いで、これらの処理を行った鋳塊を用いて熱間圧延、鍛造又は押出を行い、さらに焼鈍を行うことにより得ることができる。熱間圧延、鍛造又は押出は、繰り返して行うことができ、これらの工程を組み合わせて行ってもよい。また、これらの工程の間に焼鈍を行ってもよい。そして、本発明においては、焼鈍を行った後の冷却速度を前記したように４０℃／ｈｒ以下とする。このようにして得られた製品が、例えば、前記した極低温域での耐衝撃性に優れる構造部材（圧延材、鍛造材又は押出材）である。
【００２５】
本発明に係るＡｌ合金材の製造において、焼鈍後の冷却速度以外は一般的な条件で行うことができる。例えば、原料の溶解は、原料を溶解することができればよく、例えば、７５０〜８００℃の溶湯温度とすることができる。均質化熱処理の温度は４５０〜５５０℃で行うことができる。また、熱間圧延の温度は３００〜５２０℃で行うことができ、鍛造は３００〜５２０℃で行うことができ、押出加工の温度は３００〜５２０℃で行うことができる。なお、熱間圧延の加工度、鍛造の加工度及び押出加工の加工度は共に５０％以上とすることができる。さらに、焼鈍の保持温度は３００〜４５０℃とすることができる。
【００２６】
以上に説明した本発明に係るＡｌ合金材は、化学成分及び導電率を特定の条件としているので、極低温域での耐衝撃性に優れている。
また、本発明に係るＡｌ合金材は、極低温域での耐衝撃性に優れているので、極低温用構造部材（圧延材、鍛造材又は押出材）として好適である。極低温用構造部材としては、例えば、液体水素の運搬や貯蔵を行うためのタンク、配管又は接合部材などを挙げることができる。なお、本発明に係るＡｌ合金材は、極低温域（−２５３℃以下）における耐衝撃性に優れているので、これよりも温度の高い液体窒素やＬＮＧなどの運搬や貯蔵を行うためのタンク、配管又は接合部材などにも好適に用いることができる。
【実施例】
【００２７】
次に、本発明を実施例に基づいて説明する。なお、本発明は、以下に示した実施例に限定されるものではない。
【００２８】
表１のＮｏ．１〜３０に係るＡｌ合金を鋳造して鋳塊を製造した。その後、均質化熱処理を４５０〜５４０℃で行い、鍛造を３６０〜４２０℃、５０〜７５％の加工度で行い、焼鈍は保持温度３４５℃で行った。焼鈍後の冷却速度（平均冷却速度）は表１に記載の条件で行い、Ｎｏ．１〜２９に係るＡｌ合金の鍛造材を製造した。なお、Ｎｏ．３０に係るＡｌ合金は鍛造時に割れが発生したため、鍛造材を製造することができなかった。
【００２９】
Ａｌ合金は時間の経過と共に金属特性が変化するので、今回の検討においては、製造したＮｏ．１〜２９に係る鍛造材について促進時効処理を行った。促進時効処理の条件は１２０℃で７日間保持とした。
促進時効処理を行ったＮｏ．１〜２９に係る鍛造材について、以下のようにして導電率の測定と約−１７３℃における耐衝撃性の評価とを行った。また、Ｎｏ．１〜２９に係る鍛造材の室温における耐力を測定した。
【００３０】
（導電率の測定）
導電率は、渦電流式の計測器（フェルスター社製、商品名：シグマテスター）を用いて測定した。Ｎｏ．１〜２９に係る鍛造材から所定の大きさの試料を切り出し、測定面を切削加工した。その後、エメリー紙で測定面を鏡面状態とし、計測器に付属のプローブを測定面に接触させ、導電率を測定した。試料温度は２０℃で５箇所を測定し、それらの平均値をその試料の導電率とした。
【００３１】
（約−１７３℃における耐衝撃性の評価）
シャルピー衝撃試験（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２：２００５）に準じて約−１７３℃におけるシャルピー衝撃特性の評価（衝撃吸収エネルギーの測定）を行った。シャルピー衝撃試験においては、Ｖノッチ試験片（図１参照）を用いて行った。図１に示すように、Ｖノッチ試験片１は、Ｖノッチ２の方向が鍛流線の方向と平行となるように鍛造材から採取した。なお、押出材であれば押出の方向がＶノッチの方向と平行となるようにし、圧延材であれば圧延の方向がＶノッチの方向と平行となるように採取する。Ｖノッチ試験片１を液体窒素に１０分間以上浸漬した後、当該試験片１を取り出し、試験片１を試験機の載せ台に載せてハンマーを振り下ろし、試験を行った。試験片１にハンマーが衝突する際の試験片１の温度は、液体窒素から試験片１を取り出してから５秒後で約−１９０℃であり、１５秒後に衝突させた際の温度は約−１７３℃であった。
【００３２】
低Ｍｇ低Ｍｎ合金及びＪＩＳ規格５０８３合金などを用いた事前の検討により、Ａｌ合金の鍛造材の特性として、約−１７３℃での衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ以上あれば、極低温域である液体水素の温度（−２５３℃）でも十分な衝撃吸収エネルギー（例えば、１０Ｊ以上）を確保することができると推察された。
そのため、前記したように、液体窒素（温度：−１９６℃）中に試験片を浸漬して十分に冷却した後、冷却した試験片を液体窒素から取り出し、試験片をシャルピー衝撃試験機に設置し、試験片の温度が約−１７３℃となったところでハンマーを振り下ろし、衝撃吸収エネルギーを測定した。
約−１７３℃における衝撃吸収エネルギー（試験片３個の平均値）が５５Ｊ以上のものを合格とし、極低温域における耐衝撃性に優れていると評価した。他方、約−１７３℃における衝撃吸収エネルギー（試験片３個の平均値）が５５Ｊ未満のものを不合格とし、極低温域における耐衝撃性に劣っていると評価した。
【００３３】
（引張特性の測定）
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に従って４号試験片を作製し、室温で引張特性を測定した。試験片３個の耐力の平均値が６５ＭＰａ以上を合格とし、６５ＭＰａ未満を不合格とした。なお、前記４号試験片は、引張試験片の長手方向が鍛流線の方向と直角となるように採取した（圧延材であれば圧延方向に対して直角となるように採取し、また押出材であれば押出方向に対して直角となるように採取する）。
【００３４】
Ｎｏ．１〜２９に係るＡｌ合金の化学成分（質量％）、関係式[Ｍｇ]≦−７．７[Ｍｎ]＋８．０を満たすか否か、焼鈍温度から１２０℃までの平均冷却速度（℃／ｈｒ）（表１では単に「冷却速度」と記載する）、導電率（％ＩＡＣＳ）及び約−１７３℃における衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を表１に示す。また、室温における耐力（ＭＰａ）も併せて表１に示す。なお、表１中の下線は本発明の要件を満たさないことを示し、「−」は鍛造時に割れが発生し、鍛造材を製造することができなかったため測定や評価を行うことができなかったことを示す。
【００３５】
【表１】
2017082304.tif 000002
【００３６】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜１３に係る鍛造材は、本発明の要件を満たしていたので、約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ以上となり、極低温域での耐衝撃性に優れていた（いずれも実施例）。
これに対し、Ｎｏ．１４〜２７に係る鍛造材は、本発明の要件を満たしていなかったので、約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ未満となり、極低温域での耐衝撃性に劣っていた（いずれも比較例）。また、Ｎｏ．２８に係る鍛造材はＭｇ量が本発明の要件を満たしておらず、Ｎｏ．２９に係る鍛造材はＭｎ量が本発明の要件を満たしていなかったので、いずれも室温における耐力が低くなった（いずれも比較例）。
【００３７】
ここで、今回の検討結果から、導電率と約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーとの間に相関がみられたので、そのグラフを図２に示す。
図２に示すように、導電率が高くなるほど約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが高くなることが確認された。
【００３８】
また、Ｍｇを０．３〜５．５質量％で含有し、Ｍｎを０．０１〜１．０質量％で含有していてもＭｇ量とＭｎ量が互いに多いと、約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ未満となる場合があった。すなわち、本発明の極低温域での耐衝撃性に優れるという効果を奏しない場合があることが分かった。そのグラフを図３に示す。図３は、Ｍｇ量とＭｎ量との関係において、約−１７３℃における衝撃吸収エネルギーが５５Ｊ以上になる実施例（図３中の「○」）と、そうでない比較例（図３中の「×」）とをプロットし、これらを峻別したものである。
図３に示すように、[Ｍｇ]≦−７．０[Ｍｎ]＋８．０という関係式を満たすか否かで本発明の所期の効果を奏するか否かを区別することができることが確認された。なお、[Ｍｇ]はＡｌ合金が含有しているＭｇ量（質量％）であり、[Ｍｎ]はＡｌ合金が含有しているＭｎ量（質量％）である。
【００３９】
以上、本発明に係る極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材について、実施形態及び実施例により具体的に説明したが、本発明の主旨はこれらに限定されるものではない。
【図１】
2017082304.tif 000003
【図２】
2017082304.tif 000004
【図３】
2017082304.tif 000005