JP2006104562A - 高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金 - Google Patents

Abstract

【課題】 軽量であり、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。
【解決手段】 Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズが７μｍ以下であるとともに、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する金属間化合物の内、金属間化合物面積Ｓと金属間化合物の周長Ｌとの関係Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が５０％以上存在することとする。
【選択図】 図２

Description

本発明は、高温強靱性（耐熱性）や耐摩耗性とともに、更に、疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金であって、自動車や航空機などのエンジン部品（ピストン、コンロッド）などのような、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に用いて好適なＡｌ基合金に関するものである。

自動車や航空機などのエンジン部品では、３００〜４００℃程度までの高温強靱性（耐熱性）や耐摩耗性、更には、このような高温領域での疲労特性も要求される。

先ず、耐熱性について、従来の溶解鋳造合金では、Ａｌ−Ｃｕ系合金（２６１８などの２０００系Ａｌ合金）を始め、種々の耐熱合金が開発されているが、使用温度が１５０℃を超える高温下では、十分な高温強度を得ることができなかった。Ａｌ−Ｃｕ系合金では時効硬化による微細析出物で強度を確保しているため、使用温度が１５０℃を超えると、この析出物相が粗大化し、著しく強度が低下するからである。

そこで、従来から、急冷凝固法を適用したＡｌ基合金が開発されてきた。急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によれば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒなどの合金元素の添加量を、前記溶解鋳造Ａｌ合金よりも増すことができる。したがって、これら合金元素を多量に添加したＡｌ合金を急冷凝固によって粉末化し、これを固化成型することで、使用温度が１５０℃を超える高温下でも、高温強度に優れたＡｌ基合金を得ることができる（特許文献１、２参照）。これは、前記合金元素によって、高温でも安定なＡｌとの金属間化合物を組織中に分散させて、高温強度を高くしている。

更に、前記金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させ、高強度化を図る技術も提案されている（特許文献３参照）。また、急冷凝固法の一つであるスプレイフォーミング法による、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉなどの合金元素を添加し、これら合金元素とＡｌとの金属間化合物を微細化させた、軽量化耐熱Ａｌ基合金も開発されており、過剰のＳｉを添加し、初晶のＳｉを微細化させて、耐磨耗性を兼備させた高強度Ａｌ基合金も開発されている（特許文献４参照）。

次ぎに、Ａｌ基合金の疲労特性について、前記した自動車や航空機などのエンジン部品用に、マトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させて、疲労特性を向上させることが知られている。例えば、Ｓｉ；４〜１２重量％、Ｃｕ；０〜７重量％、Ｍｇ；０〜０．５重量％、Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％、Ｆｅ；０〜０．７重量％、Ｍｎ；０〜０．７重量％、残部Ａｌ及び不純物からなり、基地相と該基地相より弾性率が高い晶出物または硬質粒子とからなる亜共晶組織を有する合金であって、上記合金の結晶粒度は、上記晶出物または硬質粒子によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズの２４倍以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れたＡｌ基合金が提案されている（特許文献５参照）。

また、合金元素としてＦｅ、ＴｉおよびＳｉを含有し、残部がＡｌよりなるＡｌ合金であって、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量がそれぞれ４原子％≦Ｆｅ≦６．８原子％、０．５原子％≦Ｔｉ≦１．２原子％、１．５原子％≦Ｓｉ≦２．５原子％であり、マトリックスを構成するＡｌ結晶粒（面心立方構造）の平均粒径Ｄ1 がＤ1 ≦１μｍであり、さらに金属間化合物の平均粒径Ｄ2 がＤ2 ≦０．５μｍであるＡｌ基合金が提案されている（特許文献６参照）。
特許２９１１７０８号公報（特許請求の範囲） 特公平７−６２１８９号公報（特許請求の範囲） 特開平５−１９５１３０号公報（特許請求の範囲） 特開平９−１２５１８０号公報（特許請求の範囲） 特開平１１−１９９９６０号公報（特許請求の範囲、表４） 特許３１５１５９０号公報（特許請求の範囲、表４、７、９）

前記特許文献１、２などの急冷粉末冶金法によれば、合金元素の添加量を増せば、Ａｌ基合金の高温強度を高くできる。しかし、合金元素の添加量を増加し過ぎると、金属間化合物の粗大化を招くため、３００℃で３００ＭＰａ程度の高温強度しか得られていない。これは、金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させた、前記特許文献３でも同様である。更に、前記特許文献４などのスプレイフォーミング法によるＡｌ基合金でも、同様の高温強度しか得られていない。

更に、前記した特許文献５、６の疲労特性は、３００〜４００℃程度での高温疲労特性は低くならざるを得ない。例えば、特許文献５における熱疲労試験は、４０〜２６０℃程度の温度でしかなく、また、高サイクル疲労試験（試験片に一定の引張り−圧縮繰返し応力を付与）も室温における評価であり、しかも、応力繰返し数１０⁷ 回の疲労強度は、８０ＭＰａレベル程度と低い。

また、特許文献６でも、２００℃程度の比較的低温における、高サイクル疲労試験での応力繰返し数１０⁷ 回の疲労強度は、１８０ＭＰａレベル程度と低い。したがって、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させて、疲労特性を向上させることには限界がある。

本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、自動車や航空機などのエンジン部品の要求特性を満足する、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供することを目的とする。

この目的を達成するために、本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の要旨は、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズが５μｍ以下であるとともに、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する金属間化合物の内、金属間化合物面積Ｓと金属間化合物の周長Ｌとの関係Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が４０％以上存在することである。

本発明の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の好ましい組成としては、前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を、これら元素の総和で１５〜５０質量％含むことである。

また、これらの金属間化合物相を形成する元素の内から選択される、疲労特性をより向上させる組み合わせとしては、特に、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成が好ましい。このような組成では、前記体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系の金属間化合物から構成され、高温疲労特性を一層向上できる点で好ましい。

更に、高温疲労特性をより向上させるためには、前記Ａｌ基合金組織における、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であることが好ましい。

本発明の耐熱性Ａｌ基合金において、前記０．５μｍ以上の粒径を有する金属間化合物の内の５０％以上を、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有するものとするためには、スプレイフォーミング法により得られるＡｌ基合金のプリフォーム体を、４００〜５５０℃の温度範囲で、かつ、この温度範囲での保持時間を、加工前の加熱を含めて、３０分〜３時間以内とした、ＨＩＰ、鍛造、押出、圧延から選択される熱間加工を施されたものとすることが好ましい。

従来の耐熱Ａｌ基合金は、高温疲労特性を向上させるために、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させている。これに対して、本発明に係るＡｌ基合金は、４００℃レベルのさらに高温での耐熱性を向上させるために、金属間化合物相の体積分率を５０〜９０％と大きくした上で、前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の表面形状を、高温疲労特性向上効果を有する形状に制御する。

金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されているＡｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬く、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっている。このようなＡｌ基合金組織に、耐熱機械部品としての使用中に、応力が負荷された場合に、Ａｌ基合金の変形によって、軟らかい金属Ａｌマトリックスから硬い金属間化合物が剥離し、硬い金属間化合物が破壊の起点となりやすい。この傾向は、耐熱性向上のために、多量の金属間化合物相を有している場合には、特に顕著となる。このように、硬い金属間化合物が破壊の起点となりやすい場合、高温疲労特性は当然低下してしまう。

即ち、合金元素の添加量が多くなり、金属間化合物相が多くなると、Ａｌ基合金の高温疲労特性は、Ａｌマトリックスと金属間化合物相の界面の強度が律速するようになる。そして、この界面強度が弱いと、弾性変形域で破断し、高温疲労特性が低下するという問題が新たに生じる。

したがって、Ａｌ基合金において、高温疲労特性を高めるためには、硬い金属間化合物が、軟らかい金属Ａｌマトリックスから剥離しにくい界面強度（金属間化合物の金属Ａｌマトリックスとの界面強度）を有することが必要となる。

このため、本発明では、Ａｌ基合金において、前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の表面が凹凸形状を有するように制御する。この金属間化合物の界面強度は、後述する通り、金属間化合物の表面が凹凸形状を有する（金属間化合物の表面がデコボコ、あるいはギザギザである）ほど高くなり、金属間化合物の表面が平滑（金属間化合物の表面が平坦）であるほど低くなる。

金属間化合物の表面が凹凸形状を有することによって、金属間化合物の金属Ａｌマトリックスとの界面強度が高まり、高温で応力が負荷された場合でも、金属間化合物が金属Ａｌマトリックスから剥離しにくく、破壊の起点となりにくくし、Ａｌ基合金の高温疲労特性を高めることができる。

スプレイフォーミング法など急冷凝固法により得られたままのＡｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態では、金属間化合物の表面は平滑になりやすい。また、急冷凝固法により得られたままのＡｌ基合金を、更にＨＩＰ（熱間静水圧プレス）で固化成型した場合も、金属間化合物の表面は平滑になりやすい。常法により、ＨＩＰ処理した場合、後述する通り、加熱時間を含めた高温保持時間が長くなり、組織自体は緻密化されるものの、金属間化合物の表面が平滑になりやすいからである。また、ＨＩＰ処理した場合、上記高温保持時間が長くなることで、金属間化合物のサイズが粗大化する可能性が高い問題もある。

金属間化合物の表面が平滑な場合、合金元素の添加量が多くなり、金属間化合物相が多くなると、前記した、Ａｌマトリックスと金属間化合物相との界面強度は弱くなる。このため、高温疲労特性が低下し、弾性変形域で破断してしまう可能性が高くなる。前記した特許文献５の高温疲労強度が低いのはこのためである。また、これら従来の耐熱Ａｌ基合金のように、Ａｌ基合金のマトリックスを構成するＡｌ結晶粒の平均粒径を微細化させても、金属間化合物の表面が凹凸になるわけではなく、表面が平滑な状態はそのまま維持される。

これに対して、前記した特許文献６では、エアアトマイズした粉末をＣＩＰにてビレットに成形して、このビレットを熱間押出加工している。但し、後述する通り、常法により、熱間押出加工した場合、加熱時間を含めた高温保持時間が長くなり、金属間化合物の表面が平滑になりやすい。また、特許文献６では、Ｆｅ、ＴｉおよびＳｉの含有量が少なく、前記金属間化合物相が、体積分率で５０％を超える大きな割合とはならない。このため、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、金属間化合物によって仕切られる金属プールの大きさが必然的に大きくなる。金属間化合物相が少なく、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、耐熱機械部品としてのＡｌ基合金使用中に、強度の低い金属Ａｌのプール部分に応力が集中する。このように、強度の低い金属Ａｌのプール部分に高温で応力が集中した場合、疲労特性は当然低下してしまう。

（Ａｌ基合金組成）
先ず、本発明のＡｌ基合金の好ましい化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。

本発明では、４００℃レベルのさらに高温での耐熱性を向上させるために、合金元素量を多く、金属間化合物量を体積分率で５０〜９０％と大きくした、分散粒子強化型とする必要がある。このような、高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金の好ましい組成としては、前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を、これら元素の総和で１５〜５０質量％含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることが好ましい。

これら、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素が、これら元素の総和が１５質量％の下限未満では、金属間化合物相（体積分率）が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。一方、これら元素の総和が５０質量％の上限を超えた場合、靱性が低下して脆くなり、耐熱機械部品に用いることができない。

そして、これらの金属間化合物相を形成する元素の内から選択される、疲労特性をより向上させる組み合わせとしては、特に、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成が好ましい。このような組成において、後述する通り、スプレイフォーミング法による急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作すれば、このプリフォーム体組織の前記体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物から構成され、高温疲労特性を一層向上できる。

また、これらＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉは、スプレイフォーミング法による急冷凝固法によって、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素が更に固溶して、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させることができる。

Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの二元系の金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉいずれかが固溶した場合、当該金属間化合物およびＡｌ基合金の強度、靱性、硬さ（耐熱強度、耐磨耗性）を向上させることができる。より具体的な例としては、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に、Ｆｅ、Ｔｉのいずれか、また両方が固溶していることを言う。

これら当該金属間化合物を構成する元素以外のＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉいずれかが固溶した金属間化合物は、例えば、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物にＦｅ、Ｔｉの元素が固溶されないような場合に比して、耐熱強度と耐磨耗性とのバランスに優れている。このため、Ａｌ基合金の強度、靱性、硬さを一層向上させることができる。

Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの上記各含有量の下限未満、およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記１５質量％の下限未満では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相（体積分率）と、これら各金属間化合物に、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素の固溶量が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。

一方、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの上記各含有量の上限を超えた場合、およびＣｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量総和が、上記５０質量％の上限を超えた場合、上記金属間化合物相と、これら各金属間化合物に、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素が固溶した組織が得られたとしても、靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱機械部品に用いることができない。

したがって、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々含む組成において、Ｃｒは５〜３０％、Ｆｅは１〜２０％、Ｔｉは１〜１５％の各含有量範囲とし、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉの含有量の総和も１５〜５０％の範囲とする。

この他、Ｍｎ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｓｉ：１〜１０％を各々含む組成か、Ｆｅ：１〜２０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜１０％を各々含む組成、とすることもできる。このような組成では、後述する通り、スプレイフォーミング法による急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作すれば、このプリフォーム体組織の前記体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系、あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相から構成され、高温疲労特性を一層向上できる。

これら、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの上記各含有量の下限未満、およびＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの含有量総和が、上記１５質量％の下限未満では、四元系の金属間化合物相（体積分率）が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また高温疲労強度を向上させることができない。
一方、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの上記各含有量の上限を超えた場合、およびＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｖの含有量総和が、上記５０質量％の上限を超えた場合、靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱機械部品に用いることができない。

(金属間化合物相)
本発明Ａｌ基合金組織は、体積分率で５０〜９０％の前記金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成される。Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々を含む前記組成では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。また、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉを各々含む前記組成では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。更に、Ｆｅ、Ｖ、Ｓｉを各々含む前記組成では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相が体積分率で５０〜９０％を占めるようにする。なお、本発明Ａｌ基合金組織において、これら主相に対して、これら主相以外の金属間化合物相を含むことも、Ａｌ基合金の特性を阻害しない範囲で許容する。

金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されているＡｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬い。Ａｌ基合金では、このような、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっている。そして、この硬い金属間化合物相が、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる。一方、軟らかい金属Ａｌマトリックスは、これら硬い金属間化合物相のバインダー、あるいは、これら硬い金属間化合物相の土台となって、金属間化合物相の機能を発揮させる役割を担う。

金属間化合物の量が少ないときには、金属間化合物は単独で存在しているものが多いが、本発明Ａｌ基合金のように、体積分率を５０％以上と、金属間化合物の量を多くすると、複数の金属間化合物が互いに隣接して集合体（連続体：金属間化合物相）を形成しやすくなる。このため、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相としての機能をより発揮しやすくなり、特に、高温疲労強度が向上する。

また、体積分率を５０％以上と金属間化合物の量を多くして、上記金属間化合物相を形成すると、これら金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を小さくできる。

前記金属間化合物相の体積分率が５０％未満では、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる金属間化合物相が不足し、これらの特性が低下する。また、金属間化合物相の量が少なくなる一方で、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、金属間化合物相にて区切られた金属プールの大きさが必然的に大きくなる。この結果、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均も、必然的に４０μｍを超えて大きくなる。このため、耐熱性と耐磨耗性、また、特に高温疲労強度が低くなる。

一方、前記金属間化合物相の体積分率が９０％を超えた場合、金属Ａｌの量が少なくなりすぎ、Ａｌ基合金の靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱Ａｌ基合金として使用できなくなる。

（金属間化合物の平均サイズ）
本発明Ａｌ基合金においても、金属間化合物相を形成する個々の金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズは小さいほど好ましい。本発明のように、金属間化合物の量を多くしたＡｌ基合金では、金属間化合物量が少ないＡｌ基合金に比して、高温強度や耐摩耗性は大きく向上するものの、金属間化合物の平均サイズの靱性への影響が大きくなる。この点、金属間化合物の平均サイズが５μｍを超えて大きくなった場合には、Ａｌ基合金の靱性が大幅に低下する。したがって、本発明では、金属間化合物相を形成する金属間化合物（粒子）の平均サイズを５μｍ以下と規定する。本発明では、これら金属間化合物粒子の集合体乃至連続体を、金属間化合物相と総称し、これら金属間化合物粒子の平均サイズを上記のように規定する。金属間化合物の平均サイズの測定は、後述する通り、５０００〜１５０００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＡｌ基合金組織を観察して行なう。

（金属間化合物の表面形状）
本発明では、高温疲労特性を向上させるために、金属間化合物相を構成する金属間化合物（粒子）の表面が凹凸形状を有するように制御する。具体的には、金属間化合物の大きさに応じて、５０００〜１５０００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にてＡｌ基合金組織を観察した際の、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する各金属間化合物の内、金属間化合物面積Ｓと金属間化合物の周長Ｌとの関係Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が４０％以上存在するように制御する。

本発明Ａｌ基合金では、体積分率が５０％以上の多量の金属間化合物を形成するために、Ａｌ中に多量の合金元素を添加している。このため、金属Ａｌマトリックスに過飽和に固溶した合金元素は、金属間化合物を形成して（析出して）平衡状態になろうとする傾向が強い。一旦形成された金属間化合物と金属Ａｌマトリックスとの界面でも、金属Ａｌマトリックス中から合金元素が金属間化合物に析出（移行）して、平衡状態になろうとする傾向が強い。

金属間化合物と金属Ａｌマトリックスとの界面において、合金元素が金属Ａｌマトリックス側から金属間化合物側に移行、析出して、平衡状態に達した場合、金属Ａｌマトリックスとの界面である、金属間化合物の表面は平滑（平坦）となる。前記した通常のＡｌ基合金の金属間化合物の表面が平滑であるのは、このためである。このように、前記界面が平衡状態になると、Ａｌマトリックスと金属間化合物相との界面強度が弱くなり、弾性変形域で破断しやすくなり、高温疲労特性は低下する。

この表面が平滑な金属間化合物の、Ａｌ基合金組織を１５０００倍のＴＥＭで観察した際の組織写真を図３に示す。図３において、点在する球状物が金属間化合物であり、例えば、図３の中央部にある黒い金属間化合物の表面は、凹凸があまり無い平滑であることが分かる。

これに対して、本発明のような、金属間化合物の表面が凹凸形状を有する（金属間化合物の表面がデコボコ、あるいはギザギザである）場合は、金属間化合物と金属Ａｌマトリックスとの界面において、前記平衡状態に達してはいない、界面拡散の過渡期で止まった状態となっている。即ち、この界面（金属間化合物の表面）では、金属Ａｌマトリックスから金属間化合物にかけて、金属間化合物に移行（析出）しようとする合金元素の濃度が連続的に変化する、濃度勾配がついた非平衡状態になっているものと推考される。

したがって、金属間化合物の表面が凹凸形状を有するか否かは、単に物理的なアンカー効果などの凹凸形状効果ではなく、上記したような、冶金的な非平衡状態効果を示している。即ち、この非平衡状態における合金元素の濃度勾配によって、高温での変形によっても、硬い金属間化合物が、軟らかい金属Ａｌマトリックスから剥離しにくい界面強度が保持されているものと推考される。したがって、金属間化合物の界面強度は、金属間化合物の表面が凹凸形状を有するほど、非平衡状態となって高くなる。一方、金属間化合物の界面強度は、金属間化合物の表面が平滑であるほど、平衡状態となって低くなる。

この表面が凹凸形状を有する金属間化合物の、Ａｌ基合金組織を１５０００倍のＴＥＭで観察した際の組織写真を図１に示す。図１において、前記図３と同様に、図の中央にある大きな球状物が金属間化合物であるが、これらの金属間化合物の表面は、前記図３の金属間化合物表面のように平滑ではなく、表面が凹凸形状を有することが分かる。

但し、金属間化合物のサイズの大きさには種々有り、サブミクロン単位のサイズの極端に小さいものは表面の形状の判別が難しい。また、これらサイズの小さなものは、サイズの大きなものに比して、より剥離しにくく、破壊の起点になりにくい。更に、サイズの大きい金属間化合物表面が凹凸形状を有するように制御すれば、サイズの小さな金属間化合物表面も凹凸形状を有する方向にいき、高温疲労特性向上の方向に向かう。したがって、本発明では、より破壊の起点になりやすく、高温疲労特性により影響度が大きな、サイズの大きな金属間化合物表面が凹凸形状を有するように制御する。このため、本発明では、このサイズの比較的大きな金属間化合物として、０．５μｍ以上の粒径を有する金属間化合物を選択する。

そして、これら０．５μｍ以上の比較的大きな粒径を有する金属間化合物の表面の凹凸形状を、金属間化合物面積Ｓと金属間化合物の周長Ｌとの関係Ｌ² ／Ｓが１３以上の形状と規定する。

前記図１の金属間化合物を模式化して示す図２において、個々の金属間化合物の周長Ｌが、金属間化合物表面の凹凸形状を形成している。したがって、金属間化合物の周長Ｌは、金属間化合物表面の凹凸長さを表す。これらの金属間化合物面積Ｓに対して、周長Ｌが長いほど、凹凸の長さが長く、金属間化合物表面の凹凸が大きいことを示している。金属間化合物の断面が真円の場合、（２πｒ）² で表される金属間化合物の周長Ｌの２乗とπｒ² で表される面積Ｓとの比Ｌ² ／Ｓは、（２πｒ）² ／πｒ² ＝４π（約１３）となる。したがって、金属間化合物面積Ｓに対して周長Ｌが長い、表面が凹凸の状態とは、Ｌ² ／Ｓが４π＝約１３以上のことを言う。この金属間化合物の表面の凹凸形状に関わるＬ² ／Ｓが１３未満では、凹凸の長さが短くなって（凹凸が小さくなって）、金属間化合物の外周が円に近づき、従来の表面が平滑な金属間化合物と大差なくなる。このため、界面強度が低いなり、高温疲労特性を向上できない。

本発明では、更に、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の数を保障して、高温疲労特性向上を保障するために、前記ＴＥＭ視野内に存在する０．５μｍ以上の金属間化合物の内、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が４０％以上存在するように規定する。

このＬ² ／Ｓが１３以上である０．５μｍ以上の金属間化合物の数は多いほど好ましく、前記ＴＥＭ視野内に存在する０．５μｍ以上の金属間化合物が全てＬ² ／Ｓが１３以上であれば良い。但し、表面凹凸形状を有する金属間化合物を制御するための、製造の限界や製造コストの問題もあり、Ｌ² ／Ｓが１３以上である０．５μｍ以上の金属間化合物の数は高温疲労特性を向上させるに足る量であれば良い。この点、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合は、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。

例えば、前記図１において、ＴＥＭ視野内に存在する０．５μｍ以上の金属間化合物が２０個とすれば、このうちの好ましくは９個以上、より好ましくは１０個以上のＬ² ／Ｓが１３以上とする。一方、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が４０％未満では、界面強度が低い従来の表面が平滑な金属間化合物（破壊の起点となる金属間化合物）が多過ぎ、高温疲労特性向上を保障できない。

本発明では、このように、金属間化合物の表面凹凸形状の制御によって、金属間化合物の金属Ａｌマトリックスとの界面強度を高めて、高温で応力が負荷された場合でも、金属間化合物が金属Ａｌマトリックスから剥離しにくくし、金属間化合物を破壊の起点となりにくくしている。この結果、Ａｌ基合金の高温疲労特性を高めることができる。

このように、金属間化合物の表面凹凸形状を制御するためには、後述する通り、スプレイフォーミング法により得られるＡｌ基合金のプリフォーム体を、４００〜５５０℃の温度範囲で、但し、加工前の加熱を含めた熱間加工における、その温度範囲での保持が３０分〜３時間以内として、ＨＩＰ、鍛造、押出、圧延から選択される熱間加工を行なう。

（金属Ａｌのプールの最大長さ）
本発明耐熱性Ａｌ基合金では、特に、高温疲労特性を向上させるために、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とすることが好ましい。

金属Ａｌマトリックス中に金属間化合物相が分散した組織となっているＡｌ基合金の場合に、前記金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、前記した通り、耐熱機械部品としてのＡｌ基合金使用中に、強度の低い金属Ａｌのプール部分に応力が集中する。このように、強度の低い金属Ａｌのプール部分に高温で応力が集中した場合、疲労特性は当然低下してしまう。

また、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、前記した通り、Ａｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態も、どうしても不均一とならざるを得ない。このため、Ａｌ基合金組織において、金属間化合物相が集中する部分と、金属間化合物相が無い、あるいは疎となる部分とが多く生じる。このように、硬い金属間化合物相と軟らかい金属Ａｌのプールとが不均一に分散する結果、高サイクルの疲労など、製品Ａｌ基合金に、引張り−圧縮の繰返し応力が高温で付与された場合には、疲労強度は著しく低くならざるを得ない。また、耐熱性や耐磨耗性も低くならざるを得ない。

この傾向は、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなって、この金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍを超えた場合に顕著となる。このため、前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなると、前記した金属間化合物の表面凹凸形状制御による高温疲労特性向上効果を減らす可能性がある。したがって、本発明では、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは３０μｍ以下とする。

金属間化合物相の体積分率が少なすぎるか、金属Ａｌの体積分率が大きくなりすぎる場合に、前記金属間化合物相にて区切られた軟らかい金属Ａｌのプールの大きさは、最大長さの平均４０μｍを超えて大きくなりやすい。

また、たとえ金属間化合物相の体積分率が多くても、スプレイフォーミング法など急冷凝固法により得られたままの、プリフォーム体などのＡｌ基合金組織では、金属Ａｌのプールの大きさが最大長さの平均４０μｍを超えて大きくなりやすい。これは、急冷凝固法により得られたプリフォーム体などのＡｌ基合金を、更にＣＩＰやＨＩＰで固化成型した場合でも同様である。

このため、金属間化合物相の体積分率を多くした上で、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とするためには、急冷凝固法により得られたＡｌ基合金を、熱間にて、鍛造、押出、圧延から選択される熱間加工を行なうことが好ましい。これらの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの大きさが微細化されるとともに、金属Ａｌのプールと金属間化合物相とが、微細均一に分散される。なお、前記ＨＩＰあるいはＣＩＰでは、このような金属Ａｌのプールの微細化効果は無い。

（金属Ａｌのプールの最大長さ測定）
本発明では、測定誤差を少なくして再現性あるものとするために、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さを、目安として、最大長さが２０μｍ以上のレベルにある場合には、５００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、また、最大長さが２０μｍ以下のレベルにある場合には、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて、後述する実施例にて詳細を記載する通り、測定する。このＳＥＭの倍率は、金属Ａｌのプールの最大長さに応じて決めており、倍率が大き過ぎると、視野の大きさが前記金属Ａｌのプールの最大長さよりも小さくなり、倍率が小さ過ぎると、金属Ａｌのプール自体の識別が不明瞭となる。

図４は、耐熱Ａｌ基合金の１０００倍のＳＥＭによる組織写真である。図４は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である、本発明耐熱Ａｌ基合金（後述する実施例表３における発明例１）である。

図４において、多数の白い点々が金属間化合物（粒子）であり、黒い筋状の模様が、金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックッス部分）である。本発明耐熱Ａｌ基合金では、この視野内にある黒い筋状の模様である、個々の（各）金属Ａｌのプール部分の最も長い部分を、後述する通り計測して平均化する。

図４の通り、本発明Ａｌ基合金では、金属間化合物相を、体積分率を５０％以上と多くしているので、複数の金属間化合物が互いに隣接して集合体（金属間化合物相）を形成しているのが分かる。言い換えると、金属Ａｌのプール部分が、細かく、金属間化合物相によって区切られている（仕切られている）ことが分かる。そして、このような金属間化合物相が多く、金属Ａｌのプール部分が細かい組織状態が、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性、また、高温疲労強度を保障する。

（製造方法）
以下に、本発明Ａｌ基合金の製造方法を説明する。本発明Ａｌ基合金は、合金元素量が多いために、金属間化合物相を多く析出させるために、通常の溶解鋳造方法ではなく、急冷凝固法によって、プリフォーム体を制作することが好ましい。また、急冷凝固法のうち、急冷粉末冶金法によっても製造可能であるが、好適にはスプレイフォーミング法で製造される。

急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によって、本発明Ａｌ基合金を製造する場合、上記本発明成分組成のＡｌ合金のアトマイズ粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下の微粒粉を分級して使用する。平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみをＣＩＰやＨＩＰで固化成型する。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化する可能性がある。

スプレイフォーミング法は、通常の溶解鋳造法( インゴットメイキング) よりも、格段に速い冷却・凝固速度を有するために、晶出核生成頻度が高く、各金属間化合物相を多量に、かつ微細に、組織中に析出させることができる。また、個々の金属間化合物粒子の成長速度が相対的に小さいために、隣接粒と接触する頻度も小さくなり、金属間化合物相である金属間化合物の連続体の寸法も小さくなる。

この際、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉを各々含む組成では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系などの金属間化合物相のいずれかに、当該金属間化合物を構成する元素以外のいずれかの元素を強制固溶させて、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とをより向上させることができる。

但し、スプレイフォーミング法でも、その冷却・凝固速度の最適化は必要である。スプレイフォーミング法による好ましい態様は、上記本発明成分組成のＡｌ合金を、溶解温度１１００〜１６００℃で溶製した後、溶湯のスプレイを開始して、スプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。

溶解温度を１１００℃以上としたのは、上記本発明成分組成のＡｌ合金において、各金属間化合物相を完全に溶解させるためである。また、各合金元素の含有量が多いほど、各金属間化合物相を完全に溶解させるためには、溶解温度を１１００℃以上のより高い温度とすることが好ましいが、１６００℃を超える温度とする必要は無い。

溶湯のスプレイを開始する際、好ましくは、前記溶湯を、スプレイ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃で、この溶湯のスプレイを開始する。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してからスプレイを開始するのは、金属間化合物をある程度晶出させ、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させる効果があるためである。また、低温からスプレイを開始すると、スプレイの冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。

このように、一旦溶湯を冷却する際に、溶湯のスプレイ開始温度までの前記冷却速度が１００℃／ｈ未満では、上記した、スプレイ開始までに、金属間化合物をある程度晶出させ、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させることができず、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。

溶湯のスプレイ開始温度は、スプレイ過程（スプレイフォーミング過程）における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯のスプレイ開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、スプレイ開始温度が９００℃未満では、スプレイ過程前に、溶湯中に金属間化合物が晶出してしまい、ノズルが閉塞しやすくなる。一方、スプレイ開始温度が１２００℃を超えると、スプレイ過程中での冷却速度が遅くなり、スプレイフォーミング法により作製されたプリフォームの金属間化合物を微細化できない可能性が高い。

スプレイ過程（スプレイフォーミング過程）では、冷却速度を十分に速くすることが重要となる。冷却速度を十分に速くすると、金属間化合物の晶出核生成頻度が多くなるために金属間化合物粒子の粗大化を防止でき、金属間化合物相を微細化できる。また、金属間化合物粒子が微細化されるために、隣接粒と接触する頻度も小さくなり、金属間化合物相の外郭寸法も小さくできる。

スプレイフォーミングにおける（スプレイ過程中の）冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（Ｇ／Ｍ比：単位質量あたりの溶湯に吹き付けるガスの量）によって制御できる。本発明では、Ｇ／Ｍ比が高いほど、冷却速度を速くでき、本発明で規定するような微細な金属間化合物相が得られ、後述する熱間加工によって、最終的にＡｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さを小さくできる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させられる。

これらの条件を満足するＧ／Ｍ比の下限は、例えば、３Ｎｍ ³／ｋｇ以上、好ましくは５Ｎｍ ³／ｋｇ以上、さらに好ましくは６Ｎｍ³ ／ｋｇ以上であり、Ｇ／Ｍ比の上限は、例えば、２０Ｎｍ³ ／ｋｇ以下、好ましくは１５Ｎｍ³ ／ｋｇ以下とすることが推奨される。これよりＧ／Ｍ比が小さい (冷却速度が遅い) と、金属間化合物が粗大化しやすく、また、後述する熱間加工によっても、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの最大長さを小さくできない可能性が高い。

このようなスプレイフォーミング法より得られたＡｌ基合金は、このＡｌ基合金プリフォーム体を一旦真空容器中に密封した状態でＣＩＰやＨＩＰ処理を行なうか、あるいは、そのままのプリフォーム体の状態で、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工する。また、前記急冷粉末冶金法によって得られた粉末も、ＣＩＰやＨＩＰで一旦固化成型したＡｌ基合金（プリフォーム体）を、上記熱間加工することが好ましい。但し、ＨＩＰ処理は、高温に３時間以上の長時間Ａｌ基合金（プリフォーム体）を曝すことになるので、金属間化合物が粗大化しやすく、平均サイズが５μｍを超えやすくなる。このため、本発明では、ＨＩＰ処理はしない方が好ましい。

前記鍛造、押出、圧延のいずれかの熱間加工を行なう場合、前記した通り、金属間化合物の表面が凹凸形状を有するように制御するためには、熱間加工における、温度範囲と保持時間とを制御する必要がある。

即ち、金属間化合物の表面凹凸形状を本発明のように制御するためには、前記スプレイフォーミング法などにより得られたＡｌ基合金のプリフォーム体を、４００〜５５０℃の温度範囲で熱間加工する必要がある。但し、この際、加工前の加熱を含めた熱間加工における、その温度範囲での保持を３０分〜３時間以内として、ＨＩＰ、鍛造、押出、圧延などの熱間加工を行なう必要もある。これらの保持時間とは、厳密には、熱間加工前の加熱処理における加熱温度到達時から、熱間加工時間を含め、熱間加工後に４００℃未満の温度まで冷却される合計時間である。

これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工温度が４００℃未満では、熱間加工が困難となるとともに、熱間加工による、金属間化合物の表面凹凸形状制御効果が得られない。また、金属Ａｌのプールの大きさの微細化効果や、金属Ａｌのプールと金属間化合物相との微細均一分散効果も得られない。

一方、熱間加工温度が５５０℃を超えた場合も、熱間加工による、金属間化合物の表面凹凸形状制御効果が得られない。また、金属Ａｌのプールの大きさが粗大化する。金属Ａｌのプールの粗大化防止の観点からは、熱間加工温度が４５０℃以下であることが好ましい。

また、熱間加工に際しての、Ａｌ基合金のプリフォーム体の前記高温での保持時間は重要で、金属間化合物と金属Ａｌマトリックスとの界面において、非平衡状態（界面拡散の過渡期）で止め、金属間化合物の表面を本発明のような凹凸形状とするためには、熱間加工前の加熱処理時間を含めて、前記した通り、４００〜５５０℃の温度範囲での保持を３０分〜３時間とする必要がある。このため、熱間加工前の加熱処理時間や熱間加工時間を短くするとともに、熱間加工後に急冷することが好ましい。

この高温での保持時間が、３時間を超えて保持した場合には、本発明のように、金属間化合物相の体積分率が多い場合（合金元素量が多い場合）、金属間化合物と金属Ａｌマトリックスとの界面において、金属Ａｌマトリックス中から金属間化合物への合金元素の析出が進み過ぎて、平衡状態に達してしまう。因みに、通常のＨＩＰ、鍛造、押出、圧延などの熱間加工では、高温での保持時間は、熱間加工前の加熱処理時間を含めると、３時間を超えることが普通である。このため、前記界面において、金属Ａｌマトリックス中から金属間化合物への合金元素の析出が進み過ぎて、平衡状態に達してしまい、金属Ａｌマトリックスとの界面である金属間化合物の表面は平滑（平坦）となってしまう。この結果、Ａｌマトリックスと金属間化合物相との界面強度が弱くなり、律速し、弾性変形域で破断しやすくなる。

一方、その温度範囲での保持が３０分未満では、その温度範囲への均一加熱や熱間加工自体が困難となる。この結果、実質的に、熱間加工による、金属間化合物の表面凹凸形状制御効果が得られなくなる。

また、ＨＩＰを除く、これらの条件範囲の、鍛造、押出、圧延などの熱間加工によって、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの大きさが微細化されるとともに、金属Ａｌのプールと金属間化合物相とが、微細均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中に固溶する前記添加元素の固溶量が確保され、析出している金属間化合物粒子の粗大化を防止できる。

このように熱間加工されたＡｌ基合金は、そのまま、あるいは、機械加工など適宜の処理が施されて、製品Ａｌ基合金とされる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示すＡ〜Ｊの成分組成のＡｌ合金の溶湯を、表２に示す溶解温度で溶解し、この溶湯をスプレイ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後表２に示す温度で溶湯のスプレイを開始して、表２に示すＧ／Ｍ比でスプレイフォーミング（使用ガス：Ｎ₂ ）し、種々のプリフォームを作製した。
表１において、Ａ〜ＥおよびＩ、ＪはＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系組成、ＦはＭｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系組成、ＧはＦｅ−Ｖ−Ｓｉ系組成、ＨはＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｖ系組成である。

得られた各プリフォーム（表２に示す発明例１〜９、比較例１０〜１６）を、表２に示す、加熱温度、保持時間（加熱＋熱間加工）の条件で、発明例はそのまま熱間鍛造、比較例はＨＩＰあるいは熱間鍛造加工した。なお、高温での保持時間は、熱間加工前の４００℃以上の温度での加熱保持時間、熱間加工時間、熱間加工後に４００℃未満の温度まで冷却される時間とし、この高温での保持時間を各々調節した。各例とも、熱間鍛造の歪み速度は１０^-4／ｓ、圧下率８０％と同じにした。

表２に示すＨＩＰ処理は、各プリフォーム体をＳＵＳ製の缶に装填し、１３ｋＰａ（１００Ｔｏｒｒ）以下に減圧した状態で、５７５℃の加熱温度で２時間保持して脱気し、缶を密封してカプセルを形成した。得られたカプセルを５５０℃に再加熱して、ＨＩＰ処理［圧力：１００ＭＰａ（１０００気圧）、保持時間：２時間］して、Ａｌ基合金を得た。これら一連のＨＩＰ処理における４００℃以上の温度での保持時間は約５時間である。

これら熱間加工後のＡｌ基合金およびＨＩＰ処理後の試験材の特性を以下のようにして評価した。これらの結果を各々表３に示す。

（金属間化合物のＬ² ／Ｓの評価解析方法)
１５０００倍の組織のＦＥ−ＴＥＭ（日立製作所製、ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡）の観察像より、画像解析のソフトウェアとして、ＭＥＤＩＡＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓを用い、金属間化合物の面積と周長を画像解析により求めた。即ち、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する個々の金属間化合物粒子像の面積（Ｓ）とその周囲長（Ｌ）を画像解析し、金属間化合物相のＬ² ／Ｓを各々求めた。そして、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する各金属間化合物 (個数) の内、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の (個数) を求めて、割合（％）を求めた。なお、視野数は５として、この平均を求めた。

（金属間化合物相の同定）
前記視野内の各金属間化合物相を、Ｘ線回折およびＴＥＭの電子線回折パターンから、金属間化合物相の結晶構造を解析した。その結果、表２の発明例１〜６、比較例１０〜１２、１５、１６のＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系を主相とする金属間化合物と金属Ａｌマトリックスで構成されていることを確認した。

また、表２の発明例７、比較例１３のＭｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系を主相とする金属間化合物相と金属Ａｌマトリックスとで構成されていた。更に、表２の発明例８、比較例１４のＦｅ−Ｖ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系を主相とする金属間化合物相と金属Ａｌマトリックスとで構成されていた。また、表２の発明例９のＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｖ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｖ系などの多元系を主相とする金属間化合物相と金属Ａｌマトリックスとで構成されていた。

したがって、表３に示す金属間化合物相の体積分率は、上記Ａｌ合金組成に応じた各主相の体積分率の総和を表す。例えば、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の二元系の各金属間化合物の体積分率の総和を表す。また、Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の四元系の金属間化合物相の体積分率を表す。更に、Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系Ａｌ合金組成を用いた例では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｖ−Ｓｉ系などの四元系の金属間化合物相の体積分率を表す。また、Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｖ系Ａｌ合金組成を用いた例では、金属間化合物相は、Ａｌ−Ｃｒ−Ｆｅ−Ｔｉ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｖ系などの多元系の金属間化合物相の体積分率を表す。

（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の金属間化合物相の体積分率は、前記金属Ａｌのプールの最大長さの測定方法と同様に、５００倍または１０００倍のＳＥＭにより、約５００μｍ×約５００μｍ程度の各１０視野のＡｌ基合金の組織観察および画像処理した視野内の組織の、金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別を、ＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ- ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって行った上で、視野内の金属間化合物相の体積分率を測定した。また、金属Ａｌプールの最大長さが１μｍ未満のものは測定対象から外して足切りした。

（金属Ａｌのプールの最大長さ）
金属Ａｌのプールの最大長さ（μｍ）の測定は、試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を、前記した通り、最大長さレベルに応じて、５００倍または１０００倍のＳＥＭ（日立製作所製：Ｓ４５００型電界放出型走査電子顕微鏡ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emissionn Scanninng Electron Microscoppy）により、約２００μｍ×約１５０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。この反射電子像の観察により、金属Ａｌプール（金属Ａｌ相）は、前記図４のように、黒い像として観察される。

そして、視野内のこれら黒い像の領域をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属Ａｌのプール（黒い像）の最大長さ（重心直径の最大値）を画像解析により求めた。測定対象とする、視野内の金属Ａｌプールの最大長さは１μｍ以上とし、この１μｍ以上の全ての金属Ａｌプールの最大長さを各々求めて、視野内の金属Ａｌプールの最大長さとして平均化した。なお、金属Ａｌプールの最大長さが１μｍ未満のものは測定が困難であり、却って誤差を生じるために、測定対象から外して足切りした。そして、この観察を１０視野で行い、更に平均化した。なお、組織観察においては、ＳＥＭ写真における金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別をＥＤＸによって行った。また、金属間化合物相を明瞭に観察するため、上記反射電子により観察した。

（金属間化合物相の平均サイズ）
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。ただ、あまり観察倍率が高倍率になり過ぎると、観察箇所による金属間化合物相の疎密の差が大きく、試料全体の状態を表さなくなる。一方、低倍率になり過ぎると、サブμｍレベルの金属間化合物相の存在状態を検知できなくなる。このため、更に、ＥＤＸを併用して金属間化合物相と金属Ａｌ相との区別を容易とした。

（金属間化合物相への元素の固溶量）
因みに、表２の発明例１〜９、比較例１０〜１６のＣｒ−Ｆｅ−Ｔｉ系Ａｌ合金組成を用いた例において、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物相に固溶したＦｅ、Ｔｉなどの元素の固溶量を測定したところ、程度差はあるが、Ｆｅ、Ｔｉ含有量の内の、５〜１０％程度のＦｅ、Ｔｉが固溶していた。元素の固溶量測定は、上記ＴＥＭおよび、このＴＥＭに付随の、４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ- ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）により、前記視野内のＡｌ−Ｃｒ系金属間化合物相を各々１０点測定し、平均化した。

(高温強度）
これらＡｌ基合金の高温強度を測定した。平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片をこの温度で高温引張試験を行なった。引張速度は０．５ｍｍ／ｍｉｎとし、歪み速度５×１０^-4（１／ｓ）とした。高温引張強度は２５０ＭＰａ以上のものを高温強度乃至耐熱性が合格として評価した。

（耐磨耗性）
高温での耐磨耗性試験は、ピンオンディスク磨耗試験で行なった。ピン材（Φ７ｍｍ×１５ｍｍ長さ、約１ｇ）に各試験材をセットし、磨耗相手側である試験ディスク材はＦＣ２００（鋳鉄）とした。試験温度は４００℃とし、荷重１０ｋｇｆ、ピンの回転半径０．０２ｍで、回転する前記試験ディスク材に、試験材を、潤滑無しで１０分間接触させた。この際の各試験材の摩耗による質量減少率、（試験前質量−試験後質量）／試験材の試験前質量で評価した。この質量の摩耗減少率が０．２ｇ以下のものを高温での耐磨耗性が合格として評価した。

（高温疲労強度）
高温疲労特性は、小野式回転曲げ疲労試験機を用い、平行部Φ８×３０ｍｍＬ、全長９０ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を４００℃に加熱して１５分この温度に保持後、高温試験片を回転数３０００ｒｐｍ、繰り返し数１０⁷ 回で高温回転曲げ疲労試験を行ない、疲労強度を求めた。高温疲労強度は１３５ＭＰａ以上のものを高温疲労特性が合格として評価した。

表３から明らかなように、発明例１〜９は、各製造条件が前記した好ましい範囲内であり、Ａｌ基合金組織が、本発明で規定する、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成されている。また、これら金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズが５μｍ以下である。更に、表２から明らかなように、発明例１〜９は、熱間鍛造加工における高温での保持時間が３時間以内である。このため、表３に示すように、０．５μｍ以上の粒径を有する各金属間化合物の内、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合が４０％以上である。

この結果、発明例１〜９は、表３から明らかなように、高温強度、耐摩耗性、高温疲労強度に優れている。

ただ、同じ合金Ａを用いたもの同士である発明例１と２との比較において、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均が、発明例１は４０μｍ以下であるのに対して、発明例２は４０μｍを超える。このため、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が小さい発明例１の方が高温疲労強度がより優れている。

これに対して、比較例１０、１２〜１５は、表２から明らかなように、熱間鍛造にせよ、ＨＩＰにせよ、高温での保持時間が３時間を超えて長過ぎる。このため、表３から明らかなように、０．５μｍ以上の粒径を有する各金属間化合物の内、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合が４０％未満である。この結果、高温強度や耐摩耗性、そして、特に高温疲労強度が発明例に比して、著しく劣っている。

これら比較例の中でも、同じ合金例Ａを用いた比較例１０〜１２は、Ａｌ基合金組織が、本発明で規定する体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相を有するものの、０．５μｍ以上の粒径を有する各金属間化合物の内、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合が４０％未満である。この結果、高温強度や耐摩耗性、そして、特に高温疲労強度が発明例に比して、著しく劣っている。

これら比較例１０〜１２の中でも、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である比較例１１、１２は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が５０μｍを超える比較例１０に比べれば、特に高温疲労強度の低下が比較的抑えられている。

また、熱間鍛造せずにＨＩＰ処理のみを行なった比較例１０、１３、１４は、高温での保持時間が長過ぎることもあり、熱間鍛造材のように、金属間化合物が表面凹凸形状を有さない。このため、他の比較例に比較しても、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合が著しく少ない。

比較例１５は、合金量が好ましい範囲を外れて少な過ぎる合金例Ｉを用いており、金属間化合物相の体積分率が５０％未満と少な過ぎる。このため、高温強度や耐摩耗性、特に高温疲労強度が発明例に比して、著しく劣っている。

比較例１６は、合金量が好ましい範囲を外れて多過ぎる合金例Ｊを用いており、金属間化合物相の体積分率が９０％を超えて高過ぎる。このため、熱間鍛造時に割れを生じており、高温強度や高温疲労強度が発明例に比して、著しく劣っている。

以上の結果から、本発明の各要件、金属間化合物相の体積分率、金属間化合物の平均サイズ、Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物の割合、金属Ａｌのプールの最大長さなどの、高温疲労強度を向上させるための臨界的な意義が分かる。

以上説明したように、本発明は、軽量であり、高温強靱性や耐摩耗性とともに、更に、高温疲労特性にも優れた耐熱性Ａｌ基合金を提供できる。したがって、自動車や航空機などの、ピストン、コンロッドなどの耐熱特性が求められる種々の部品に適用することができる。

本発明耐熱性Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。 図１の金属間化合物を示す模式図である。 比較例の耐熱性Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。 本発明の耐熱性Ａｌ基合金の組織を示す、図面代用写真である。

Claims (4)

1. Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０〜９０％の金属間化合物相と、残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相を構成する金属間化合物の平均サイズが５μｍ以下であるとともに、視野内に存在する０．５μｍ以上の粒径を有する金属間化合物の内、金属間化合物面積Ｓと金属間化合物の周長Ｌとの関係Ｌ² ／Ｓが１３以上の表面凹凸形状を有する金属間化合物が４０％以上存在することを特徴とする高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
2. 前記金属間化合物相を形成する元素として、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｉから選択される元素を三種、これら三種の元素の総和で１５〜５０質量％含む組成を有する請求項１に記載の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
3. 前記金属間化合物相を形成する元素として、質量％で、Ｃｒ：５〜３０％、Ｆｅ：１〜２０％、Ｔｉ：１〜１５％、を各々含む組成を有し、前記金属間化合物相がＡｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｔｉ系の金属間化合物からなる請求項１または２に記載の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
4. 前記Ａｌ基合金組織が、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温疲労特性に優れた耐熱性Ａｌ基合金。
   

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