JP2018012878A - 微細なＢｉ粒子を有するＡｌ合金とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】「超音波エネルギーを利用した非混和性液体のエマルジョン化」という原理に基づいて、Ａｌ−Ｂｉ系アルミニウム合金において、良好な特性を有するフローゼンエマルジョン合金を提供する。【解決手段】本発明は、Ｂｉ：４．０〜９．５質量％、Ｍｇ：０．２〜０．５質量％、Ｚｎ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｂ：５０質量ｐｐｍ以下を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｂｉ粒子の累積分布９５％に相当する粒径で決められる平均粒径が１５μｍ以下である、加工性に優れるアルミニウム合金である。【選択図】図７

Description

本発明は、フローゼンエマルジョン型のＡｌ合金とそれを溶製法により製造する方法に関する。とくに微細なＢｉ粒子を有するＡｌ合金とその製造方法に関する。

フローゼンエマルジョン（ｆｒｏｚｅｎ ｅｍｕｌｓｉｏｎ）型の合金は、鋳造複合材料の範疇に属する合金材料である。一般に、鋳造複合材料とは、金属マトリックス中に、固体粒子、ウイスカー、長繊維等のナノサイズ又はミクロンサイズの第２相が分散する複合組織を有する材料であって、鋳造法により製造されたものをいう。フローゼンエマルジョン合金は、マトリックス相を構成する非混和性液相内において、この液相とは別種類の非混和性液相をエマルジョン化させて形成した液滴が微細に分散した後、これら液相を迅速に凝固させることにより得られる複合材料である。

フローゼンエマルジョン合金は、様々な用途への適用が可能である。例えば、アルミニウム基の軸受合金、熱応力緩和材、応力緩衝材等の用途を例示できる。しかしながら、従来、フローゼンエマルジョン合金は、その製造が困難であるため、汎用的な材料とされていなかった。そのため、フローゼンエマルジョン合金を簡便かつ安価に供給可能な製造方法が望まれている。

フローゼンエマルジョン合金を製造する際、金属溶湯をエマルジョン化する処理が行われる。溶湯撹拌としては、機械的手段による撹拌や超音波照射による撹拌が考えられる。しかしながら、アルミニウム合金の製造において超音波照射でエマルジョン化し、アルミニウム基フローゼンエマルジョン合金を作製した試みは、国内外を問わず、皆無である。

一方、ＡｌとＰｂとは相互に非混和性の成分である。Ａｌ−Ｐｂ系溶融合金を超音波処理で撹拌し、凝固組織が得られたことについて、以下のような報告がある。

非特許文献１（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２９（１９９６），ｐ６７−７１）は、Ａｌ−Ｐｂ−Ｓｎ合金に関して記載されている。非特許文献１によると、Ｓｉ（１〜６％）またはＣｕ（１〜６％）を添加されたＡｌ−１０％Ｐｂ−１０％Ｓｎ合金を溶融して高温（１５００Ｋ）で保持した後、溶湯を１００〜４００Ｋ／ｍｉｎの速度で冷却し、凝固させた。冷却の間、溶湯中に超音波を照射し、それと同時に溶湯の電磁撹拌を行った。その結果、アルミニウム基マトリックスに、３〜８μｍのＰｂ−Ｓｎ系粒子が均一に分散された複合材料が得られた旨、報告されている。

しかしながら、非特許文献１には、主にＳｎを構成する３０μｍ以上の粗大粒子が存在することも報告されている。非特許文献１の製造方法は、高温で溶解する必要があること、電磁撹拌を適用する必要があることから、製造コストが増大するなどの課題があり、実用化は困難である。

非特許文献２（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，１７（１９９８），ｐ２５９−２６０）によると、Ａｌ−１６％Ｐｂ合金を９７３Ｋで溶融した後、溶湯中にＴｉ合金製ホーンを浸漬させ、周波数２０ｋＨｚ、振動振幅２５μｍの条件下で超音波処理を行った。凝固させた後、ミクロ組織の観察を行い、アルミニウムマトリックスに均一分散したＰｂ粒子のサイズは、１０μｍを超えないことが確認された旨、報告されている。

しかしながら、非特許文献２は、製造された合金量、超音波ホーンの直径と浸漬深さ等の凝固鋳造条件について報告されていない。また、非特許文献２で使用されたＴｉ合金製ホーンは、アルミニウム溶湯中で溶損するため、ホーン寿命の短縮や溶湯の汚染等の問題が引き起こされる。

ところで、アルミニウム基軸受合金は、耐摩耗性及びなじみ性が高く、自己潤滑性及び耐疲労性に優れることから、自動車のエンジン用すべり軸受やトランスミッション用軸受などの輸送機械用部品、冷蔵庫やエアコン等のコンプレッサー用軸受などの電気機械用部品への応用が図られてきた。これまで、数多くのアルミニウム基軸受合金及びそれらの製造方法が開発されてきた。

一般に、アルミニウム基軸受合金は、マトリックス強度、靭性、耐摩耗性などで優れた特性を得るために、Ｃｕ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｒなどの合金元素を添加し、自己潤滑性、なじみ性や非焼付性を向上させるために、軟質元素のＳｎまたはＰｂが添加される。他方、Ｓｎを含有するアルミニウム基軸受合金は、自己潤滑機能が十分に発揮されないため、必要な耐摩耗性と非焼付性を得るために、Ｓｎ含有量を１２ｗｔ％以上にする必要がある（例えば特許文献１を参照）。

しかしながら、高Ｓｎ含有量のアルミニウム基軸受合金の特性、例えば耐疲労性および耐熱性には限界がある。その理由としては、凝固時に、アルミニウム結晶粒界にネットワーク状のＡｌ−Ｓｎ系晶出物が生成するためであると考えられる。その結果、比較的高温では、これらの合金の耐荷重能力が相当に低下する（例えば特許文献２を参照）。

Ａｌ−Ｐｂ系軸受合金は、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金に比べて優れた耐摩耗性を有する。しかしながら、近年の環境問題により、Ｐｂ含有合金の使用が制限されている。また、ＡｌとＰｂの比重差が非常に大きいため、従来のＡｌ−Ｐｂ系軸受合金の製造法では、十分なＰｂ含有量の軸受合金を得ることが困難である。

そこで、ＳｎとＰｂ以外の元素を用いることが従来から検討されている。上述のような自己潤滑性、なじみ性、非焼付性などの特性を有する合金元素として、ビスマス（Ｂｉ）が知られている。しかしながら、Ａｌ−Ｂｉ系軸受合金について報告された文献は、極めて少ない。以下、本発明に関連する文献を紹介する。

特許文献１（特表２００８−５４２５４８号公報）には、偏晶アルミニウム滑り軸受合金に関して記載されている。当該文献によると、その合金の製造において、好ましくは、およそ７〜１２重量％のビスマスと、３〜６重量％の亜鉛と、２〜４重量％の銅と、さらにマンガン、バナジウム、ニオブ、ニッケル、モリブデン、コバルト、鉄、タングステン、クロム、銀、カルシウム、スカンジウム、セリウム、ベリリウム、アンチモン、ホウ素、チタン、炭素およびジルコニウムのうち１以上の成分を合計で５重量％以下と、１００重量％にするアルミニウムとを含む溶湯を用意し、５〜１０００℃／ｓの冷却速度でストリップ鋳造が行われた。鋳造後に圧延または圧延接合（圧延被覆）を行い、その後、およそ２７０〜４００℃の熱処理が行われた。上記圧延または圧延接合によって延伸された長いビスマス粒子またはシートは、上記熱処理により、再凝固し、２０μｍ以下のサイズをもつ微細分布した球状溶滴を与えることができる。

特許文献２（特開平１１−３３５７６０号公報）には、アルミニウム−ビスマス軸受合金及びその連続鋳造方法に関して記載されている。特許文献２によると、少なくとも５ｗｔ／ｗｔ％のビスマスを含有するビスマス均一分布アルミニウム合金であって、前記ビスマスは、該合金当たり約３．５ｗｔ／ｗｔ％が直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の形態で分布し、該合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％を構成するビスマスが直径１０〜４０μｍの球状粒子の形態で分布し、かつ、これら非常に小さい粒子と球状粒子とがアルミニウムマトリクス全体に均一に分布してなるアルミニウム合金が記載されている。当該アルミニウム合金の製造方法は、（ａ）前記合金の成分を少なくとも、単相の溶融合金溶液が得られる温度まで加熱溶融する工程と、（ｂ）所定量の核を添加する工程と、（ｃ）凝固装置に前記溶融した合金を連続的に導入する工程と、（ｄ）前記溶融した合金に所定強度の電場と磁場を互いに交差するように方向づけて作用させて、アルミニウムマトリクス中でのビスマス粒子の分離が起こらないようにし、その中のビスマス粒子の重力による分離をゼロに減少させる工程と、（ｅ）前記溶融物を凝固温度まで３０冷却する工程と、（ｆ）凝固装置から凝固した合金を連続的に取り出す工程を含む方法である。

特許文献３（特開２００１−１５２２１０号公報）には、ビスマスが３〜５０容積％であり、残部の９７〜５０容積％がＡｌからなる合金、またはビスマスが３〜５０容積％であり、残部の９７〜５０容積％がＡｌ９７重量％、Ｍｇ３重量％の組成からなるＡｌ−Ｂｉ系焼結軸受合金に関して記載されている。上記の組成は、重量換算すると、ビスマスが１０．２〜７８．７重量％、残部アルミニウムの合金、またはビスマスが２６．８〜７８．７重量％、マグネシウムが０．６〜２．７重量％、残部アルミニウムの合金に相当する。当該Ａｌ−Ｂｉ系焼結軸受合金は、この組成範囲内で、ビスマスが約４０容積％の場合に最も小さい比摩耗量を示している。

非特許文献３（Ｊ．Ｍａｔｅｒ． Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．，（２０１０），２６（２），ｐ１３６−１４０）には、Ａｌ合金の凝固組織に及ぼす過熱温度の影響について報告されている。当該文献によると、Ａｌ−４Ｂｉ−２．５Ｃｏ合金の溶湯を、過熱温度８３０〜１１３０℃範囲内で３０分間保持した後、７５０℃まで急冷し、その温度で８分間保持する。その後、方向性凝固を行い、合金の凝固組織に及ぼす過熱温度の影響について調べられた。過熱温度が上記の範囲内で増加するにつれて、Ｂｉ粒子の平均直径が４μｍから１．６μｍまで減少したことが確認された。また、最高過熱温度１１３０℃においても直径６０μｍのＢｉ粒子が存在することを示している。

特表２００８−５４２５４８号公報 特開平１１−３３５７６０号公報 特開２００１−１５２２１０号公報

Ｖ．Ｏ．Ａｂｒａｍｏｖ， Ｏ．Ｖ．Ａｂｒａｍｏｖ， Ｆ．Ｓｏｍｍｅｒ ａｎｄ Ｄ．Ｏｒｌｏｖ： Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ， ２９（１９９６），ｐ６７−７１ Ｆｅｎｇ Ｃｈｅｎ ａｎｄ Ｇｕａｎｇｊｉ Ｓｈｕ： Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ， １７（１９９８），ｐ２５９−２６０ Ｊｉｅ Ｈｅ， Ｃｈｅｎｇｙａｏ Ｘｉｎｇ， Ｊｉｕｚｈｏｕ Ｚｈａｏ ａｎｄ Ｌｅｉ Ｚｈａｏ： Ｊ．Ｍａｔｅｒ． Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．，（２０１０），２６（２），ｐ１３６−１４０

［Ｉ］従来の軸受合金に関する問題点
しかしながら、上述した従来のＡｌ−Ｂｉ系のアルミニウム基軸受合金およびその製造方法は、次の（ｉ）〜（ｉｉｉ）の短所を内包する。

（ｉ）Ｂｉ含有量の高い合金の製造において、鋳造前の段階では、溶湯を混和温度より５０〜６０℃高い温度に加熱保持させる必要がある。例えば、Ａｌ−１２ｗｔ％Ｂｉ二元合金の場合は、図１に示す状態図によると、均一な液相を呈する温度が約８３０℃であるから、Ａｌ−Ｂｉ合金の混和温度としては、８３０℃以上の範囲になる。５０〜６０℃の過熱度を考慮すると、溶湯の保持温度は、約９００℃に設定される。このような高温に溶湯を保持する場合、（ａ）エネルギーコストの上昇に加えて、耐火物の損傷が大きくなり、炉修繕に要するコストも上昇する、（ｂ）保持炉の耐火物が損傷を受けることによって溶湯の汚染が発生する、（ｃ）Ｂｉの揮発性が高いため、溶湯の加熱保持中にＢｉの一部が溶湯から蒸発する、という諸問題が生じる。

（ｉｉ）鋳造工程では、凝固時に生成されるＢｉ粒子は、相対的に比重が高くて沈降するので、Ｂｉ粒子の偏析を発生させる恐れがある。当該偏析の発生を防止するために、極めて大きい冷却速度で冷却させる必要がある。しかしながら、このような高速冷却が可能な実用的なプロセスは少ない。また、溶湯保持炉から溶湯を鋳型へ供給する間に、溶湯の温度低下に伴ってＢｉ粒子の生成および沈降が開始するので、その対策も必要である。

（ｉｉｉ）焼結による軸受合金の製造は、多数の手順を有するため、コストが高くなる。また、製造原料が粉末であるから、粉末粒子の表面に酸化膜などのコンタミネーションが発生し、粒子同士間の接合性を劣化させる可能性がある。

［ＩＩ］熱応力緩和材に関する課題
熱応力緩和性を有する熱応力緩和材は、一般的に、発熱部品の冷却装置で使用される部材であって、特に熱膨張係数が異なる部品を組み合わるときは、部品間の熱応力を緩和するため、中間材として部品間に設けられる。例えば、半導体技術分野では、半導体素子（シリコンチップ）と金属放熱板（銅、アルミニウム等）との間で熱膨張係数の差が３〜４倍以上に達する。この差によって生じる熱応力に起因して半導体素子が割れるのを防止するため、熱応力緩和材が使用される。この熱応力緩和材は、Ｓｉ，Ｃｕ，Ａｌの各素材と接するので、当該素材との高接合性、高なじみ性が要求される。さらに、高延性、低熱膨張係数、低剛性、耐ヒートサイクル性等の特性を満たす必要もある。熱応力緩和材にはこのような課題がある。Ｂｉは、その熱膨張係数と剛性がＡｌに比べて低いことから、ＢｉをＡｌに添加したＡｌ−Ｂｉ系合金は、熱応力緩和材に適用される可能性があるものの、そのような実用例は知られていない。

本発明は、軸受材、熱応力緩和材などに使用される合金材料に関して、上述の課題を解決するため、「超音波エネルギーを利用した非混和性液体のエマルジョン化」という原理に基づいて、Ａｌ−Ｂｉ系アルミニウム合金において、良好な特性を有するフローゼンエマルジョン合金を提供すること、また、当該合金を効率的に製造できる方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、相互非混和性を有する溶融Ａｌ合金と溶融Ｂｉの間の界面へ強力超音波を照射することにより、溶融Ａｌ合金中にミクロンサイズのＢｉ液滴を短時間で、かつ均一に分散させて凝固できることを見出した。このような知見に基づき、Ｂｉ粒子がＡｌマトリックスに微細に分散した凝固組織を備えた合金、および当該合金の製造方法について検討を重ねて、本発明を完成するに至った。

（１） 本発明は、Ｂｉ：４．０〜９．５質量％、Ｍｇ：０．２〜０．５質量％、Ｚｎ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｂ：５０質量ｐｐｍ以下を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｂｉ粒子の累積分布９５％に相当する粒径で決められる平均粒径が１５μｍ以下である、加工性に優れるアルミニウム合金である。

（２） 本発明は、２．０〜５．５質量％のＢｉと不可避的不純物を含有するアルミニウム合金溶湯を用意し、平衡温度Ｔ_Ｅより５０℃以上高い温度で溶解した当該溶湯に当該Ｂｉショットを添加して、所定組成のアルミニウム合金溶湯を得た後、当該アルミニウム合金溶湯に超音波照射してエマルジョン化処理を行い、その後、鋳造凝固する、加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（３） 本発明は、前記アルミニウム合金溶湯は、さらに、Ｚｎ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｂ：５０質量ｐｐｍ以下を含有する、上記（２）に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（４） 本発明は、前記アルミニウム合金溶湯は、さらに、０．２〜０．５質量％のＭｇを含有する、上記（２）または（３）に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（５） 本発明は、鋳型ヘッダ内または鋳型直前の移湯樋部分に、キャビテーション処理用チャンバーが設けられた鋳造手段を用いて、前記チャンバー内にアルミニウム合金溶湯を通過させる、上記（２）〜（４）のいずれかに記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（６） 本発明は、前記キャビテーション処理用チャンバー内に超音波ホーンが設けられた鋳造手段を用いて、前記ホーン先端付近にキャビテーションの強い領域を形成し、アルミニウム合金溶湯の少なくとも８割以上の量が前記領域を通過する、上記（５）に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（７） 本発明は、前記領域は、超音波ホーンの先端の直下および周囲の溶湯部分に形成される、上記（６）に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（８） 本発明は、前記チャンバー内には、溶湯を通過させると同時にビスマスを添加しながら、ホーン先端と前記キャビテーション処理用チャンバー中のＢｉ浴面との間の距離を２０ｍｍ以下に維持する、上記（６）または（７）に記載されたＢｉ粒子の微細組織を有するアルミニウム合金の製造方法である。

（９） 本発明は、前記ホーンの先端の振動振幅は、４０μｍ（ｐ−ｐ）以上に維持する、上記（６）〜（８）のいずれかに記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法である。

（１０） 本発明は、上記（２）〜（９）のいずれかに記載された製造方法で使用されるアルミニウム合金溶湯である。

本発明によれば、溶融Ａｌ合金中にミクロンサイズのＢｉ液滴を短時間で、かつ均一に分散させて凝固できる。得られたＡｌ−Ｂｉ合金は、Ａｌマトリックス相内にＢｉ粒子が微細に分散した組織を有しており、塑性加工時の加工性が良好である。そのため、薄いシートや複雑形状に成形することができる。

本発明の合金を製造する際、溶湯を過度に加熱保持する必要がないので、溶湯保持容器の耐火物損傷が抑制される。大きな冷却速度を必要としないので、大掛かりな設備を必要としない。溶製法により製造するので、焼結法における粉末表面の酸化を避けることができ、良好な機械的特性を有する合金材料が得られる。

Ａｌ−Ｂｉ合金の状態図を説明するための図である。 水−ガリウム系で超音波処理を行った実験を説明するための図であり、（ａ）は、実験装置を示す図であり、（ｂ）は、超音波ホーンとの距離による影響を示す図である。 図２の実験で得られたＧａ液滴の外観を示す図である。 Ａｌ−Ｂｉ溶湯におけるＢｉ液滴の沈降速度とＢｉ液滴径との関係を示す図である。 本発明に係るフローゼンエマルジョン合金を製造するための装置を示す模式図である。（ａ）は、エマルジョン化用チャンバーを鋳型ヘッダ内に設置した例を示す図であり、（ｂ）は、エマルジョン化用チャンバーを移湯樋部分に設置した例を示す図である。 キャビテーション強度と振動振幅との関係を示す図である。 実施例１の合金サンプルのミクロ組織写真を示す図である。 実施例１の合金サンプルのＢｉ粒子の累積分布を示す図である。 実施例１のＡｌ−Ｂｉ合金に生成された化合物及び粒子の外観を示す図である。 本発明に係る実施例で使用した試験装置を示す模式図である。 実施例の摩耗試験で使用された摩耗子の形状を示す図である。 比較例１のＡｌ合金のミクロ組織を示す図である。 比較例２−２のＡｌ−２０Ｓｎ−１Ｃｕ合金のミクロ組織を示す図である。 実施例の圧延性に関する評価例を示す図である。（Ａ）が良好（○）、（Ｂ）が普通（△）、（Ｃ）が不適（×）の例を示す。

以下、本発明の実施形態について説明する。この説明は、本発明の範囲を限定するものではない。

（超音波エネルギーを利用したエマルジョン化）
本発明は、「超音波エネルギーを利用した非混和性液体のエマルジョン化」の原理を利用したものである。当該超音波エネルギーを利用したエマルジョン化とは、次の三つの現象を利用する処理方法を指している。

（１）音響キャビテーション
液体中で超音波が照射された際の振動振幅が閾値（しきいち）を超えた場合、液体中で無数の気泡が発生する。当該気泡は、膨張及び圧縮を繰り返し、条件によっては崩壊する。このような現象を「音響キャビテーション」という。気泡の崩壊は、液体中で高速マイクロジェット及び衝撃波の発生を引き起こす。相互非混和性を有する２つ液体間界面の近傍において上記の高速マイクロジェット及び衝撃波が発生すると、界面近傍の液体中に他の液体の微細な液滴が生成され、エマルジョンと呼ばれる状態となる。

（２）音響流
音響流は、超音波エネルギーが液体の粘性、熱伝導性等により消散し、それによって液体中に生じる定常流である。音響キャビテーションにより生成された液滴は、音響流により界面から液体内に移動し、均一に分散される。

（３）超音波照射による熱発生
超音波照射の振動振幅が高い条件においては、超音波ホーンの直下で極めて多数のキャビテーション気泡が生成される。当該気泡が短期間で崩壊するとき、局部的な高温場が瞬間的に発生する。例えば、水の場合、キャビテーション気泡の崩壊時の局部的温度は、２５００〜３０００Ｋまで上昇することが一般的に知られている。このような局所的な発熱により、ホーン直下の液体中の温度は、その周辺液体の温度と比べて高くなる。その結果、温度の高いキャビテーション領域から周辺液体への熱移動が起こる。これが超音波照射による熱発生の機構である。

（液体間界面張力及び比重差）
さらに、エマルジョン化の効率に影響する要因としては、「液体間界面張力」、「比重差」が考えられる。

まず、液体間界面張力について検討する。界面張力の増大にしたがい、エマルジョン化が進み難くなることが一般に知られている。例えば、水−ガリウム系は、２２０ｍＪ／ｍ^２という大きな界面張力を有する。水中でガリウムをエマルジョン化させるのに必要な超音波振動振幅（キャビテーション強度）は、水−油系（界面張力３０ｍＪ／ｍ^２）に比べてとても高い。また、エマルジョン化が可能であるとしても、ガリウムと水の比重差が大きいため、水中のガリウム液滴は急速に沈殿する傾向にある。

しかしながら、水−ガリウム系のようなエマルジョン化が難しい材料系であっても、強力な超音波を利用することによりエマルジョン化を十分に行うことができる。それを確認するために、超音波照射を用いた予備的な試験を行った。この予備的試験について、以下で説明する。

（予備的試験）
ガラスビーカー２４内に約９０ｇのガリウム（融点約３０℃）を入れ、シートヒーター２２により約５０℃まで加熱し、ガリウムを液状にした後、約２５０ｃｃの水を静かに注いだ。ガラスビーカー２４内には、水（Ｈ_２Ｏ）２５の層とガリウム（Ｇａ）２６の層の２層に分かれた液体が形成される。図２の（ａ）に示すように、チタン合金製の超音波ホーン２３（先端径４８ｍｍ）を上層の水２５の中に浸漬させた。当該ホーン２３は、その先端を、水２５とガリウム２６との界面２７から一定の距離Ｈとなる位置で固定された。ビデオを撮影しながら、振幅４６μｍ（ｐ−ｐ，空気中測定）の超音波（約２０ｋＨｚ）を当該界面へ照射した。

撮影後のビデオ記録によると、水とガリウム間の界面近傍では、水中にガリウム液滴が混合する様子を視認できた。目視により水の濁りを観察し、この濁りの程度を定性的に評価した。本明細書では、当該濁りの程度を「エマルジョン程度」と称する。そして、超音波ホーン先端とＨ_２Ｏ−Ｇａ間界面との距離Ｈを変化させて、同様に「エマルジョン程度」を評価した。その結果を図２の（ｂ）に示す。図２（ｂ）に示すように、ホーン先端がＨ_２Ｏ−Ｇａ間界面に近接するにともない、エマルジョン程度が大きくなる傾向にあり、距離Ｈが２０ｃｍ以内では、「エマルジョン程度」が急激に大きくなり、水中におけるガリウムのエマルジョン化が促進されることが分かった。

また、上記照射後の水のサンプルを採取し、光学顕微鏡によりガリウム液滴の観察を行った。図３に当該ガリウム液滴の外観を示す。図３のように、当該液滴の大多数は、直径１０μｍ未満の微細形状を示していた。

表１に、水−ガリウム（Ｈ_２Ｏ−Ｇａ）系とＡｌ−Ｂｉ系における、界面張力、密度の相対比を示す。Ａｌ溶湯とＢｉ溶湯との間の界面張力（４８ｍＮ／ｍ）は、水−ガリウム系の界面張力（２２０ｍＮ／ｍ）と比べて非常に低いレベルにある。そのため、Ａｌ−Ｂｉ系では、エマルジョン化処理を効率良く実施できることが期待される。その一方で、表１の密度相対比に示すように、ＡｌとＢｉとの比重差が大きいので、超音波処理で生成されたＢｉ液滴が短時間でＡｌ溶湯中を沈降し、Ｂｉ液滴のエマルジョン化を困難になる恐れが考えられる。

そこで、Ｂｉ液滴の沈降速度Ｕ_Ｔを算出した。理論上の沈降速度Ｕ_Ｔは、以下の式（１）で表わすことができる（ Ｒ．Ｃｌｉｆｔ，Ｊ．Ｒ．Ｇｒａｃｅ ａｎｄ Ｍ．Ｅ．Ｗｅｂｅｒ，「Ｂｕｂｂｌｅｓ，Ｄｒｏｐｓ，ａｎｄ Ｐａｒｔｉｃｌｅｓ」， Ｒ．Ｃｌｉｆｔ，Ｊ．Ｒ．Ｇｒａｃｅ ａｎｄ Ｍ．Ｅ．Ｗｅｂｅｒ，Ａｃａｄｅｍｉｃ Ｐｒｅｓｓ Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ，１９７８，ｐ．３３）を参照）。

式（１）において、ｇは重力加速度（ｍ／ｓ^２）、ｄは液滴径（ｍ）、ΔρはＢｉ及びＡｌの密度差（ｋｇ／ｍ^３）、μは溶融Ａｌの動的粘性率（Ｐａ・ｓ）、κは溶融Ｂｉ及び溶融Ａｌの動的粘性率の比である。

図４は、７００℃および８００℃のＡｌ−Ｂｉ溶湯におけるＢｉ液滴の沈降速度Ｕ_Ｔ（ｃｍ／ｓ）、上記の式（１）により算出し、Ｂｉ液滴径ｄ（μｍ）に対してプロットしたものである。図４から判るように、沈降速度Ｕ_Ｔは、Ｂｉ液滴径ｄの増加にともなって速くなる傾向にある。また、溶湯の温度増加とともに若干速くなる傾向にある。例えば、溶湯が８００℃である場合、Ｂｉ液滴径ｄが２０μｍを超えると、沈降速度Ｕ_Ｔは、０．２ｃｍ／ｓｅｃ以上に増大している。

よって、Ａｌ−Ｂｉ合金のエマルジョン処理における重要な技術課題は、Ｂｉ液滴径の微細化であるといえる。この点で、本発明が提供する処理により、Ａｌ−Ｂｉ溶融合金のＡｌ−Ｂｉ界面に対して強力なキャビテーション場と高温場が付与されるので、Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯中のＢｉ液滴のエマルジョン化が著しく促進され、Ａｌ溶湯中に分散されたＢｉ液滴は、平均直径１０μｍ未満の微細サイズで形成することができる。本発明によると、微細なＢｉ液滴がＡｌ溶湯中を沈降せずに、Ａｌ溶湯とともに鋳型内へ供給され、Ｂｉ粒子が微細かつ均一に分散された凝固組織を有するアルミニウム合金が得られる。

以上によると、本発明におけるＡｌ中でのＢｉのエマルジョン化は、次のような機構および工程で進行すると考えられる。
（ｉ）強力キャビテーションによる物理的エマルジョン化が進行する。
（ｉｉ）界面近傍の温度の局部的上昇に伴い、Ａｌ−Ｂｉ界面張力がさらに低下し、エマルジョン化しやすくなる。
（ｉｉｉ）界面近傍での温度が局部的に上昇し、Ａｌ溶湯中に溶解されるＢｉ濃度が一時的に高まり、高Ｂｉアルミニウム溶湯が生成される。当該高Ｂｉアルミニウム溶湯がキャビテーション領域から離れて冷却領域へ移ると、当該溶湯の温度が低下し、溶湯中に微小なＢｉ滴が生成される。

さらに、添加元素の作用について、以下に説明する。

Ｂｉ：２．０〜５．５質量％
Ｂｉは、２．０質量％未満であると、十分な自己潤滑性が得られない。その一方で、５．５質量％を超えると、Ａｌ合金における濃度の不均一性が増大し、塑性加工時の延性及び圧延性が低下する。そのため、Ｂｉの含有量は、２．０〜５．５質量％が好ましい。

Ｍｇ：０．２〜０．５質量％
Ｍｇは、０．２質量％未満の添加であると、一次Ｂｉ粒子の核生成剤としての機能が低減する。その一方で、Ｚｎ及びＣｕが共添加される場合、Ｍｇが０．５質量％を超えて添加されると、Ａｌ合金の強度が過度に高まるため、軸受け性、なじみ性が低下する。そのため、Ｍｇの含有量は、０．２〜０．５質量％が好ましい。

Ｚｎ：０．４〜２．０質量％
Ｚｎは、０．４質量％未満であると、十分な自己潤滑性が得られない。また、Ａｌマトリックスの強化、マトリックスとＢｉ粒子と間における結合改善の効果が低減する。その一方で、ＭｇとＣｕが共添加される場合、Ｚｎが２．０質量％を超えて添加されると、Ａｌ合金の強度が過度に高まるため、軸受け性、なじみ性が低下する。そのため、Ｚｎの含有量は、０．４〜２．０質量％が好ましい。

Ｃｕ：０．２〜１．０質量％
Ｃｕは、０．２質量％未満であると、Ａｌマトリックスの強化、マトリックスとＢｉ粒子との間における結合改善の効果が低減する。その一方で、ＭｇとＺｎが共添加される場合、２．０質量％を超えて添加されると、Ａｌ合金の強度が過度に高まるため、軸受け性、なじみ性が低下する。そのため、Ｃｕの含有量は、０．２〜１．０質量％が好ましい。

不可避的不純物には、Ｓｉが挙げられる。

本発明は、Ａｌ−Ｂｉ系溶融合金及び超音波処理に関して、次のような特徴を利用している。
（１）アルミニウム溶湯と溶融ビスマスとの間の界面張力が比較的低いため、エマルジョン化しやすい。
（２）溶湯温度を上げると、Ａｌ−Ｂｉ界面張力がさらに減少する。
（３）溶湯温度を上げることにより、Ａｌ−Ｂｉの相互溶解度が増加する。
（４）Ｃｕ，Ｚｎ等の元素をアルミニウムに添加した際、Ａｌ−Ｂｉの相互溶解度及びその温度依存性は、さらに高まる。（ＣｕまたはＺｎにおけるＢｉ溶解度は、ＡｌにおけるＢｉ溶解度と比べて高いことから、ＡｌにＣｕまたはＺｎを添加すると、Ａｌ中のＢｉ溶解度も高くなると考えられる。）また、ＣｕとＺｎは、Ａｌ及び溶融Ｂｉの双方に溶解するので、Ｂｉ粒子とＡｌマトリックスとの結合を改善する。
（５）凝固するときには、多くの金属元素では収縮するのに対し、Ｂｉは、膨張する。Ｂｉのその特性は、Ｂｉ粒子とＡｌマトリックスとの結合において重要な役割を果たす。
（６）Ｓｉ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｔｉ等の添加元素を含有する溶湯が強力キャビテーション領域を通過するときに、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ，Ａｌ−Ｓｉ−Ｎｉ等の金属系化合物は、効率よく微細化される。微細化された組織を有する鋳造材は、塑性加工される際に延性（伸び）の向上が可能となる。
（７）微細化剤として添加されたＴｉＢ_２，ＴｉＣの粒子は、強力キャビテーション領域を通過するときに、溶湯中で効率よく分散され、α−アルミニウム結晶が微細化される。微細化された組織を有する鋳造材は、塑性加工性が向上する。また、共晶温度以下の温度で凝固されるビスマス粒子を微細化させる。

（合金溶湯の溶融温度）
本発明に係る製造方法は、２．０〜５．５質量％のＢｉと不可避的不純物を含有するアルミニウム合金溶湯を用意し、その溶湯に当該Ｂｉショットを添加して所定組成のアルミニウム合金溶湯を得た後、当該アルミニウム合金溶湯に超音波照射してエマルジョン化処理を行い、その後、鋳造凝固するものである。アルミニウム合金溶湯は、確実に単一相とするため、平衡温度（Ｔ_Ｅ）より５０℃程度以上高い温度で溶融することが好ましい。

（超音波を利用した鋳造装置）
本発明に係る超音波処理を適用した鋳造装置の一例を、図５に示す。図５の（ａ）は、ホットトップ式鋳造法による製造において、エマルジョン化用チャンバーを鋳型ヘッダ内に設置した装置を用いた例である。エマルジョン化用チャンバー１４内には、保持炉（図示しない）からＡｌ−Ｂｉ合金溶湯１が供給されるとともに、さらに所定量のＢｉショット２が添加される。追加添加されたＢｉショット２が下方に沈降し、Ｂｉ濃度の高いＡｌ−Ｂｉ合金溶湯３が当該チャンバーの下層領域に形成される。当該チャンバーの上方から超音波ホーン１１が浸漬している。超音波ホーン１１から所定の振動振幅で超音波が照射されると、当該ホーン１１の先端の直下および近傍には、上記のＡｌ−Ｂｉ合金溶湯３に対して強いキャビテーション作用を引き起こす領域６が形成される。当該領域６のキャビテーション作用によって、上記Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯３中において、Ｂｉ液滴のエマルジョン化が行われる。その後もＡｌ−Ｂｉ溶融合金１及びＢｉショット２が供給されるので、エマルジョン化されたＢｉ液滴を含むＡｌ−Ｂｉ合金溶湯４は、当該チャンバー１４の側壁に設けられた開口１５を通じて、鋳型ヘッダ１２内へ流出する。流出したＡｌ−Ｂｉ合金溶湯４は、鋳型ヘッダ１２に接した箇所から凝固を開始し、外殻が形成された凝固体が形成される。当該凝固体は下方に引き出され、鋳型ヘッダ１２と隣接する冷却部１３に接することにより、内側全体にわたって凝固が進行し、Ｂｉ粒子が微細に分散した組織を有するＡｌ−Ｂｉ合金インゴット５が形成される。

図５の（ｂ）は、鋳型ヘッダの直前に移湯桶部を配置した形式の鋳造装置において、エマルジョン化用チャンバーを当該移湯桶部に設置した例である。エマルジョン化用チャンバーは、隔壁１８で２室１６、１７に区分されており、一方の溶湯導入室１７が保持炉（図示しない）に接続しており、他方のエマルジョン化室１６が鋳型ヘッダ１２に接続している。エマルジョン化室１６のＡｌ−Ｂｉ合金溶湯中には、超音波ホーン１１が浸漬している。Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯１は、保持炉から導入室１７に供給され、隔壁１８に設けた接続口１９を通じてエマルジョン化室１６へ流入する。エマルジョン化室１６では、さらに所定量のＢｉショット２が添加され、エマルジョン化室１６の下層領域に、所定組成のＡｌ−Ｂｉ合金溶湯３が形成される。超音波ホーン１１の先端付近に生成されるキャビテーション領域６で、Ａｌ−Ｂｉ溶湯３においてＢｉ液滴のエマルジョン化が行われ、エマルジョン化されたＢｉ液滴を含むＡｌ−Ｂｉ合金溶湯４は、鋳型ヘッダ１２内に流入して凝固し、冷却部１３を通過し、Ｂｉ粒子が微細に分散した組織を有するＡｌ−Ｂｉ合金インゴット５が形成される。

超音波ホーン先端の直下およびその付近には、金属溶湯に対するキャビテーション作用を発生する領域（以下、「キャビテーション領域」ということもある。）が形成される。Ａｌ合金溶湯は、キャビテーション領域を通過するときにＢｉ液滴のエマルジョン化が行われる。その後、溶湯の流れにしたがい、エマルジョン化されたＢｉ液滴を有するＡｌ溶湯は、鋳型内へ移動する。キャビテーション領域を通過する溶湯量が多いほど、エマルジョン化されたＢｉ粒子は、効率よく鋳型内へ移動できる。そのため、Ｂｉを含有するＡｌ溶湯は、その８割以上がキャビテーション領域を通過させることが好ましい。

キャビテーション領域のうちホーン先端に対向する部分とホーン先端との距離は、２０ｍｍを超えると、金属溶湯に対して十分なキャビテーション作用を付与できないので、Ｂｉを微細にエマルジョン化した溶湯が得られず、エマルジョン化効率が低下する。そのため、上記の距離は、２０ｍｍ未満が好ましい。より好ましくは、１５ｍｍ未満である。

超音波振動の振幅が大きいと、キャビテーション作用が増大し、強いキャビテーション場を形成できる。そのため、超音波振動の振幅は、４０μｍ未満であると、Ａｌ溶湯におけるＢｉのエマルジョン化効率が低下するため、４０μｍ以上が好ましい。

超音波を照射するホーンは、セラミックス製ホーンまたは金属製ホーンを使用できる。金属製ホーンは、振動振幅が高くなると、ホーン先端のエロージョンが進行し、溶湯の汚染を招く可能性がある。耐溶損性に優れるセラミックス製ホーンが好ましい。

エマルジョン化処理が施されるＡｌ−Ｂｉ合金溶湯は、キャビテーション領域を通過する前に所定量のＢｉを添加して所定組成の溶湯に調製される。当該Ｂｉの添加は、Ａｌ溶湯またはＡｌ合金溶湯に対して添加される。ある程度のＢｉを含有するＡｌ合金溶湯にＢｉを追加して添加することもできる。

本発明のＡｌ−Ｂｉ系フローゼンエマルジョン合金は、軸受合金、熱応力緩和材などに使用することができる。

熱応力緩和材としては、以下の利点がある。
（１）ビスマスの熱膨張係数（ＣＴＥ）及び剛性（ヤング率Ｅ）は、アルミニウムのそれよりも低い。アルミニウムは、ＣＴＥが２４〜２７μｍ／ｍ／℃、ヤング率Ｅが６８ＧＰａであるのに対し、ビスマスは、ＣＴＥが１３．３μｍ／ｍ／℃、ヤング率Ｅが３１．７ＧＰａであり、アルミニウムの数値よりも低い。
（２）Ｓｉ，Ｃａ等の元素を添加することにより、Ａｌ合金の熱膨張係数および剛性を減少させることが可能である。
（３）アルミニウムは、Ｃｕ，Ｓｉ等の元素を固溶できる限度（固溶限）が大きく、これらの元素と合金化し易い。そのため、Ａｌ基合金からなる熱応力緩和材は、発熱部品、熱交換器等に取り付ける際に、アルミニウム系ろう材によるろう付けの接合性に優れる。

以下に、本発明の実施例について説明する。本発明の内容は、この説明により限定されない。まずは、予備的な試験として、以下の試験例１、２を行った。

（試験例１： ホーン先端直下の温度変化に関する試験）
アルミニウムを電気炉により坩堝内で７３０〜７５０℃で溶解した後、予熱されたセラミックスホーンの先端（直径４８ｍｍ）を深さ１０ｍｍで溶湯中に浸漬させた。ホーン先端にＫタイプの熱電対（φ１．６ｍｍ）を固定した。超音波を断続的に照射しながら、上記の熱電対により溶湯温度を測定した。測定された溶湯温度を用いて、超音波の照射されていないときの溶湯温度に対する温度増加を算出した。

ホーン端面と熱電対の間の距離は、１０ｍｍ、２０ｍｍ、３０ｍｍで、また、超音波照射の振動振幅は、２７μｍ、４４μｍ、６０μｍで、それぞれ変化させて測定した。これらの測定結果を表２に示す。

表２から分かるように、ホーン端面と熱電対との距離が３０ｍｍの場合は、振動振幅が高い条件であっても温度増加がほとんど生じない。一方、上記の距離が小さい場合、とくに１０ｍｍの場合は、振動振幅の増加とともに温度増加が大きくなる。

超音波照射による発熱の原因については、上述したとおりである。すなわち、超音波照射の振動振幅が高い条件においては、超音波ホーンの直下で極めて多数のキャビテーション気泡が生成される。当該気泡が短期間で崩壊するとき、局部的な高温場が瞬間的に発生する。その結果、超音波ホーン直下の液体中の温度は、その周辺液体の温度と比べて高くなり、キャビテーション領域から周辺液体へ熱移動が起こる。

（試験例２： ホーン先端直下のキャビテーション強度に関する試験）
上記の試験例１と同様に、アルミニウムを坩堝内で溶解して、溶湯中にセラミックスホーン先端を浸漬させた。超音波ホーンの先端の下方にキャビテーション強度測定装置のプローブ（長さ５００ｍｍ、直径４ｍｍ）の先端を設置した。超音波ホーン先端から２０ｍｍ、４０ｍｍ、６０ｍｍの各距離で離れた地点におけるキャビテーション強度を測定した。振動振幅を２５〜６０μｍの範囲で変化させて測定した。各測定において、データ集録システムを適用し、５００ｋ」Ｈｚのサンプリングレートで測定データを収集した。この試験で使用された上記のキャビテーション強度測定装置は、ロシア科学アカデミーで開発されたものであり、０．３ＭＨｚ以下の周波数において音圧を含む総合雑音レベルの測定が可能である。本明細書では、上記のキャビテーション強度測定装置により測定された総合雑音信号レベルを、キャビテーション強度という。

測定データの一例を図６に示す。図６の縦軸は、キャビテーション強度に比例する測定装置の出力値（ｍＶ）を示し、横軸は、振動振幅（μｍ，ｐ−ｐ）を示す。この振動振幅では全振幅（ｐｅａｋ ｔｏ ｐｅａｋ）の数値を示している。２０，４０，６０ｍｍの各距離で測定されたキャビテーション強度が、ホーン先端の振動振幅に対してプロットされている。図６によると、ホーン先端からの距離が短いときのキャビテーション強度は、振動振幅が大きくなるにしたがい上昇する傾向を示している。

他方、ホーン先端からの距離が長くなると、上記と逆の傾向を示すことが分かる。とくに、当該距離が６０ｍｍの場合は、振動振幅の増加とともにキャビテーション強度が低下する。この低下傾向を示した理由は、次のように推測される。振動振幅が大きくなるにつれて、超音波ホーン先端の直下または周辺で生成されるキャビテーション気泡は、その個数密度が劇的に上昇する。そのため、超音波ホーンの先端が上記の気泡群で取り囲まれることにより、超音波振動が大きく減衰したと考えられる。つまり、振動振幅が大きい条件下では、ホーン先端の近傍では非常に強いキャビテーション領域が発生するものの、その領域の長さはとても短いため、キャビテーション強度が低下したと考えられる。

（機械的特性、硬度、圧延性に関する測定）
ブックモールド（金型、１９０×１５０×３０ｍｍ）に鋳込んだインゴットの中央部を切り出し、ＪＩＳ１４Ｂ試験片を作製した。当該試験片を用いて、Ａｓ−ｃａｓｔ合金の引張強さ、耐力、伸びを測定した。

また、インゴット中央部から１５０×３０×１５ｍｍのブロックを切り出し、面削した後、１回のパスで圧延材の厚さが０．５〜０．７ｍｍの範囲内で変化する冷延条件において、複数回のパスで冷間圧延を行い、厚さ１５ｍｍのブロックから厚さ２ｍｍの板材を作製した。この板材における亀裂の有無等を目視で観察し、合金の圧延性に関する評価を行った。上記の圧延材の状態に応じて、圧延性を良好（○）、普通（△）、不適（×）と判定した。その一例を図１４に示す。

次いで、当該板材からＪＩＳ１４Ｂ試験片を切り出した。そのうち、一部の試験片に対しては、さらに熱処理（１時間、２００℃）を施した。熱処理を施した試験片と熱処理を施さなかった試験片の両方を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて引張試験を行い、引張強さ、耐力、伸びを測定し、これらの機械的特性について評価した。同様の試験片を用いて、硬度（ＨＶ_５０：ビッカース硬度、試験荷重５０ｋｇ）を測定した。

（摩擦係数と摩耗量に関する測定）
Ａｓ−ｃａｓｔのインゴットから摩耗試験用の試験片を作成した。エンジンオイルＤＬ−１５Ｗ−３０を用いた油中環境において、荷重２５ＭＰａと摩擦速度０．４ｍ／ｓで、３時間の摩耗試験を行い、耐摩耗性（摩擦係数、摩耗量）を測定した。この摩耗試験で使用された摩耗子の形状を図１１に示す。摩耗子の材質は、ＳＵＪ２（高炭素クロム軸受鋼）である。

（化学分析、ミクロ組織観察）
合金のミクロ組織を観察するために、ＳＥＭ観察／ＥＤＸ解析を用いた。インゴットの中央部から切り出したサンプルを加工し、常温硬化エポキシ樹脂に埋め込んだ後、エメリー研磨を＃１８０、＃３２０、＃６００の順で行い、ダイアモンド研磨（油性）をダイアモンド砥粒６μｍ、１μｍの順で行い、次いで、７μｍのＭｇＯ粉により研磨を行い、ミクロ組織観察に供した。また、このサンプルを用いて、化学分析を行い、Ｂｉの平均濃度を測定した。

以下、Ａｌ合金組成の成分含有量に関する数値は、質量％を意味する。

（実施例１）
試験装置を図１０に示す。耐火物製容器３２を用いて、超音波エマルジョン化処理を行った。上記容器３２は、その底部にテーパ状の出湯口３５を備え、当該出湯口３５の直下には連通口３６を有するスライドバー３３を備え、スライドバー３３の下方には上記出湯口３５と同軸に位置する注湯口３７を備えた構造を有している。上記容器３２の下方にはブックモールド（１９０×１５０×３０）３４が配置され、容器３２内の溶湯３８は、スライドバー３３の開閉により出湯されて、ブックモールド３４に注入できる。

溶解炉内に配置された坩堝を用いて、約２ｋｇのＡｌ−２％Ｂｉ−２％Ｚｎ−０．７％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ合金（質量％）を約８００℃で溶融した。耐火物製容器３２は、約２００℃で予熱し、耐火物製容器３２の注湯口３５の上には所定量のＢｉショット３９が配置された。そして、上記坩堝内のＡｌ溶湯が当該容器３２内に注入された。上記のＢｉショット３９は、Ｂｉ混合後のＡｌ溶湯組成が４質量％Ｂｉの濃度となる量で配置した。

その後、耐火物製容器３２のＡｌ−Ｂｉ溶湯３８中に超音波ホーン３１を浸漬し、出湯口３５及び注湯口３７とほぼ同軸となる位置に設けた。上記ホーン３１の先端と上記容器３２の底部との間の距離が１５ｍｍとなるように浸漬させた。溶湯温度が約７５０℃に低下した時点で、振動振幅５０μｍ（ｐ−ｐ）の超音波照射を開始した。照射開始と同時にスライドバー３３を移動させ出湯口３７を開けて、溶湯をブックモールド３４内へ注入した。その後、超音波照射を停止した。超音波照射時間は約２０秒であり、照射終了時の溶湯温度は約７００℃であった。

得られたインゴットは、４質量％Ｂｉを含むＡｌ合金である。インゴットの中央部から切り出して組織観察用の試験体を作製し、化学分析とミクロ組織観察を行った。
Ａｌ−Ｂｉ合金中のＢｉ平均濃度は、インゴット内の異なる場所（５〜６か所）からサンプルを採取し、ＩＣＰ発光分光分析法によりＢｉ濃度を測定して平均値と標準偏差を測定した。この平均値を、Ａｌ−Ｂｉ合金中のＢｉ平均濃度とした。標準偏差の数値が小さいほど、Ｂｉ分布は、より均一であるといえる。Ｂｉ粒子の分布に関して均一性が高い場合を良好（○）、均一性が低い場合を不適（×）と判定した。

また、ミクロ組織観察による組織写真を図７に示す。図７から分かるように、一次Ｂｉ粒子（白丸）は、粒径３０μｍ未満の粒子であって、Ａｌマトリックス中にほぼ均一に分散されている。ＩｍａｇｅＰｒｏ画像処理ソフトを用いて、少なくとも４〜５枚の写真を処理した。写真における１ｍｍ×１ｍｍの４角形内に含まれるＢｉ粒子の平均値として、平均粒径Ｄ_Ｂｉを算出した。

上記の写真における１ｍｍ×１ｍｍの４角形内に含まれるＢｉ粒子の粒径（直径）に対応した累積分布をＩｍａｇｅＰｒｏ画像処理ソフトにより求めた。Ｂｉ粒子の粒径による累積分布を図８に示す。図８の縦軸から出ている破線は、累積分布９５％のレベルを示している。この累積分布９５％に相当する粒径を算出し、平均粒径Ｄ_Ｂｉ９５とした。

測定した結果は、以下のとおりであった。
（１）Ｂｉの平均濃度は、４．２±０．１５質量％であり、インゴット内でほぼ均一に分布している。
（２）Ｂｉ粒子の平均粒径Ｄ_Ｂｉは、６．２１±０．０６μｍであり、累積分布９５％の粒径は、約９μｍであった。

インゴットの製造条件と合わせて、上記のＢｉ平均濃度、Ｂｉ粒子分布に関する測定結果を表３に示す。インゴットの合金組成を表４に示す。

さらに、インゴット内の中央部から切り出してＪＩＳ１４Ｂ試験片を作製した。さらに、所定の条件で圧延または熱処理が施された試験片を作製した。これらの試験片を用いて、機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）、硬度、圧延性、摩耗特性（摩擦係数、摩耗量）を測定し評価した。測定及び評価の結果を表５〜表７に示す。

（実施例２）
実施例１と同様の超音波処理装置を用いて、超音波エマルジョン化処理を行った。溶解炉内に配置された坩堝を用いて、約２ｋｇのＡｌ−４％Ｂｉ−２％Ｚｎ−０．７％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ合金（質量％）を約８２０℃で溶融した。耐火物製容器３２は、約２００℃で予熱し、耐火物製容器３２の注湯口３５の上には所定量のＢｉショット３９が配置された。そして、上記坩堝内のＡｌ溶湯が当該容器３２内に注入された。上記のＢｉショット３９は、Ｂｉ混合後のＡｌ溶湯組成が６質量％Ｂｉの濃度となる量で配置した。

その後、耐火物製容器３２のＡｌ−Ｂｉ溶湯３８中に超音波ホーン３１を浸漬し、出湯口３５及び注湯口３７とほぼ同軸となる位置に設けた。上記ホーン３１の先端と上記容器３２の底部との間の距離が１５ｍｍとなるように浸漬させた。溶湯温度が約７８０℃に低下した時点で、振動振幅５０μｍ（ｐ−ｐ）の超音波照射を開始した。照射開始と同時にスライドバー３３を移動させ出湯口３７を開けて、溶湯をブックモールド３４内へ注入した。その後、超音波照射を停止した。超音波照射時間は約２０秒であり、照射終了時の溶湯温度は約７３０℃であった。

得られたインゴットは、６質量％Ｂｉを含むＡｌ合金である。実施例１と同様に、インゴットから切り出された試験体を用いて、化学分析とミクロ組織観察を行った。

測定した結果は、以下のとおりであった。
（１）Ｂｉの平均濃度は、６．３±０．２３質量％であり、インゴット内でほぼ均一に分布している。
（２）Ｂｉ粒子の平均粒径Ｄ_Ｂｉは、８．４７±０．１２μｍであり、累積分布９５％の粒径は、約１１μｍであった。

インゴットの製造条件と合わせて、上記のＢｉ平均濃度、Ｂｉ粒子分布に関する測定結果を表３に示す。インゴットの合金組成を表４に示す。

さらに、実施例１と同様に、インゴットからＪＩＳ１４Ｂ試験片を作製し、当該試験片を用いて、機械的特性、硬度、圧延性、摩擦係数、摩耗量について測定し評価した。その評価結果を表５〜表７に示す。

（実施例３）
実施例１と同様の超音波処理装置を用いて、超音波エマルジョン化処理を行った。溶解炉内に配置された坩堝を用いて、約２ｋｇのＡｌ−５％Ｂｉ−２％Ｚｎ−０．７％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ合金（質量％）を約８３０℃で溶融した。耐火物製容器３２は、約２００℃で予熱し、耐火物製容器３２の注湯口３５の上には所定量のＢｉショット３９が配置された。そして、上記坩堝内のＡｌ溶湯を当該容器３２内に注入された。上記のＢｉショット３９は、Ｂｉ混合後のＡｌ溶湯組成が９質量％Ｂｉの濃度となる量で配置した。

その後、耐火物製容器３２のＡｌ−Ｂｉ溶湯３８中に超音波ホーン３１を浸漬し、出湯口３５及び注湯口３７とほぼ同軸となる位置に設けた。上記ホーン３１の先端と上記容器３２の底部との間の距離が１５ｍｍとなるように浸漬させた。溶湯温度が約８００℃に低下した時点で、振動振幅５０μｍ（ｐ−ｐ）の超音波照射を開始した。照射開始と同時にスライドバー３３を移動させ出湯口３７を開けて、溶湯をブックモールド３４内へ注入した。その後、超音波照射を停止した。超音波照射時間は約３０秒であり、照射終了時の溶湯温度は約７５０℃であった。

得られたインゴットは、９質量％Ｂｉを含むＡｌ合金である。実施例１と同様に、インゴットから切り出された試験体を用いて、化学分析とミクロ組織観察を行った。

測定した結果は、以下のとおりであった。
（１）Ｂｉの平均濃度は、９．２±１．１３質量％であり、インゴット内でほぼ均一に分布している。
（２）Ｂｉ粒子の平均粒径Ｄ_Ｂｉは、１１．４±１．８２μｍであり、累積分布９５％の粒径は、約１３μｍであった。

インゴットの製造条件と合わせて、上記のＢｉ平均濃度、Ｂｉ粒子分布に関する測定結果を表３に示す。インゴットの合金組成（残部Ａｌおよび不可避的不純物）を表４に示す。

さらに、実施例１と同様に、インゴットからＪＩＳ１４Ｂ試験片を作製し、当該試験片を用いて、機械的特性、硬度、圧延性、摩擦係数、摩耗量について測定し評価した。その評価結果を表５〜表７に示す。

（Ｂｉ液体粒子に対するＭｇの核生成機能）
溶融Ｂｉ一次沈殿の段階において、より高温域で生成したＭｇ−Ｂｉ系化合物（β−Ｍｇ_３Ｂｉ_２）がＢｉ液滴の生成核の役割を果たすことが考えられる。そこで、実施例で得られたＡｌ−Ｂｉ合金について、そのミクロ組織のＳＥＭ観察／ＥＤＸ解析を行った。図９は、その一例として、実施例１のＡｌ−４％Ｂｉ−２％Ｚｎ−０．７％Ｃｕ−０．４％Ｍｇ合金（インゴット）に生成された化合物及び粒子の外観写真である。図９に示すように、Ｍｇ_３Ｂｉ_２粒子の周囲にＢｉ粒子が存在することを確認できた。このように、溶解ＭｇとＢｉとの反応によって生成される初晶Ｍｇ−Ｂｉ系化合物は、超音波照射によって微細化して分散されることにより、Ｂｉ核生成能を持つため、一次Ｂｉ粒子の微細化を実現できる。

図１のＡｌ−Ｂｉ状態図を参照すると、Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯は、その温度が二液相（Ｌ１＋Ｌ２）の液相線温度より低くなると、合金溶湯内でＢｉが液滴として生成し始める。このＢｉが一次Ｂｉと呼ばれる。図９に示された上記の一次Ｂｉ粒子は、このようなＢｉ液滴を指している。なお、上記合金溶湯の温度がさらに下がり、共晶温度（６５７℃）より低くなると、Ａｌが凝固し始める。その後、上記合金溶湯の温度がさらに低くなると、固相Ａｌ中のＢｉ溶解度が小さくなり、α−Ａｌの粒界において二次Ｂｉが偏析する。

（比較例１）
実施例１と同様の溶解炉と耐火物製容器を用いて、実施例１と同様の組成を有する溶融Ａｌ合金を回転式インペラーにより攪拌し、実施例１と同様の条件で金型（ブックモールド）により凝固させた。化学分析とミクロ組織観察の結果は、以下のとおりである。

（１）Ｂｉ濃度は、インゴットの上部と下部で大きく異なり、２．９質量％から８．１質量％までの範囲内で変化し、インゴット内では不均一であった。
（２）Ｂｉ粒子平均粒径Ｄ_Ｂｉは、１６．２６±３．８８μｍ、累積分布９５％の粒径が約３２μｍであった。

インゴットの製造条件と合わせて、上記のＢｉ平均濃度、Ｂｉ粒子分布に関する測定結果を表３に示す。Ｂｉ濃度が高くなったインゴット部分のミクロ組織の一例を、図１２に示す。なお、このサンプルは、組成の均一性が達成されなかったので、機械的特性、硬度等の測定及び評価を行なわなかった。

（比較例２）
実施例１と同様の溶解炉内に配置された坩堝を用いて、約２ｋｇのＡｌ−Ｘ％Ｓｎ−１．０％Ｃｕ合金（質量％、Ｘ＝６，１０，２０）を約８００℃で溶融した。Ｓｎが６％、１０％、２０％を有する上記Ａｌ合金を、それぞれ、「比較例２−１」、「比較例２−２」、「比較例２−３」と表記する（まとめて「比較例２」と表記することもある）。実施例１と同様の耐火物製容器に注入した後、溶融Ａｌ合金を回転式インペラーにより攪拌し、同様の条件で金型（ブックモールド）により凝固させた。

実施例１と同様に、インゴットから切り出された試験体を用いて、化学分析とミクロ組織観察を行った。インゴットの製造条件と測定結果を表３に示す。さらに、実施例１と同様に、インゴットからＪＩＳ１４Ｂ試験片を作製し、当該試験片を用いて、機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）、硬度、圧延性、摩擦係数、摩耗量を測定し評価した。評価結果を表４〜表６に示す。

実施例１〜３で得られたＡｌ−Ｂｉ合金は、本発明で規定する範囲の合金組成と微細なＢｉ粒子を含む金属組織を有している。実施例１〜３は、Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯に超音波を照射して処理したので、合金溶湯中のＢｉ粒子が均一分散して凝固した組織が得られた。

それに対し、比較例１、比較例２−１〜比較例２−３の各インゴットは、本発明で規定する範囲の合金組成ではなく、また、本発明の方法で製造されたものでもない。そのため、インゴットにおけるＢｉ組成が不均一であり、また、インゴット組織におけるＢｉ粒子が微細に分布しておらず、粒径分布も微細でなかった。Ｂｉは、その密度がＡｌより３倍程度大きい。そのため、超音波照射による処理が施されなかった比較例２−１〜比較例２−３においては、Ａｌ−Ｂｉ合金溶湯中をＢｉが沈降した状態で凝固し、インゴット内の上部と下部とでＢｉ濃度が大きく異なったと考えられる。

表５〜表７は、インゴットから試験片を採取し、所定の冷間圧延と熱処理を施した試験片について測定した結果を示している。
表４の機械的特性（引張強さ、耐力、伸び）、表５の硬度および圧延性によると、実施例１〜３は、従来の軸受材に相当する比較例２−１（６％Ｓｎ）、比較例２−２（１０％Ｓｎ）のＡｌ−Ｓｎ合金とほぼ同等の特性を有しており、機械的強度及び加工性の点で従来の軸受材と遜色ないことが分かる。

他方、表６の摩擦特性（摩擦係数、摩耗量）によると、実施例１〜３は、比較例２−１、比較例２−２と比べて、摩擦係数が小さく、摩耗量が少なく、良好な摩擦特性を示した。実施例１〜３のＡｌ合金が軸受材に適していることを確認できた。

さらに、実施例３（Ａｌ−９Ｂｉ−２Ｚｎ−０．７Ｃｕ−０．４Ｍｇ合金）と比較例２−２（Ａｌ−２０Ｓｎ−１Ｃｕ合金）を対比すると、比較例２−２は、圧延性、耐摩耗性、延性等が実施例３より劣っていた。図１３に、Ａｌ−２０Ｓｎ−１Ｃｕ合金のミクロ組織のＳＥＭ写真を一例として示す。Ｓｎ含有量が１０％を超えると、αＡｌ結晶の粒界にＳｎ粒子が析出し、析出したＳｎ粒子同士が結合してネット構造を形成する。このようなネット構造は、圧延性、耐摩耗性、延性などを劣化させる原因であると考えられる。

Ａｌ−Ｂｉ系合金においても、Ｂｉ濃度が９％まで上昇すると、αＡｌ結晶の粒界にＢｉ粒子が析出し始めて、ネット構造を形成する。その結果、延性や圧延性などの特性が劣化すると考えられる。

１ Ａｌ−Ｂｉ溶融合金
２ Ｂｉショット
３ Ｂｉ濃度が高いＡｌ−Ｂｉ合金溶湯
４ エマルジョン化されたＢｉ液滴を含むＡｌ−Ｂｉ合金溶湯
５ Ａｌ−Ｂｉ合金インゴット
１１ 超音波ホーン
１２ 鋳型ヘッダ
１３ 冷却部
１４ エマルジョン化チャンバー
１５ 開口
１６ エマルジョン化室
１７ 溶湯導入室
１８ 隔壁
１９ 接続口
２２ シートヒーター
２３ 超音波ホーン
２４ ガラスビーカー
２５ 水
２６ ガリウム
２７ 水とガリウムとの界面
３１ 超音波ホーン
３２ 耐火物製容器
３３ スライドバー
３４ ブックモールド
３５ 出湯口
３６ 連通口
３７ 注湯口
３８ Ａｌ−Ｂｉ溶湯
３９ Ｂｉショット

Claims (10)

1. Ｂｉ：４．０〜９．５質量％、Ｍｇ：０．２〜０．５質量％、Ｚｎ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｂ：５０質量ｐｐｍ以下を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｂｉ粒子の累積分布９５％に相当する粒径で決められる平均粒径が１５μｍ以下である、加工性に優れるアルミニウム合金。
2. ２．０〜５．５質量％のＢｉと不可避的不純物を含有するアルミニウム合金溶湯を用意し、平衡温度Ｔ_Ｅより５０℃以上高い温度で溶解した当該溶湯に当該Ｂｉショットを添加して、所定組成のアルミニウム合金溶湯を得た後、当該アルミニウム合金溶湯に超音波照射してエマルジョン化処理を行い、その後、鋳造凝固する、加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
3. 前記アルミニウム合金溶湯は、さらに、Ｚｎ：０．４〜２．０質量％、Ｃｕ：０．２〜１．０質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％、Ｂ：５０質量ｐｐｍ以下を含有する、請求項２に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
4. 前記アルミニウム合金溶湯は、さらに、０．２〜０．５質量％のＭｇを含有する、請求項２または３に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
5. 鋳型ヘッダ内または鋳型直前の移湯樋部分に、キャビテーション処理用チャンバーが設けられた鋳造手段を用いて、前記チャンバー内に請求項５記載のアルミニウム合金溶湯を通過させる、請求項２〜４のいずれかに記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
6. 前記キャビテーション処理用チャンバー内に超音波ホーンが設けられた鋳造手段を用いて、前記ホーン先端付近にキャビテーションの強い領域を形成し、アルミニウム合金溶湯の少なくとも８割以上の量が前記領域を通過する、請求項５に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
7. 前記領域は、超音波ホーンの先端の直下および周囲の溶湯部分に形成される、請求項６に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
8. 前記チャンバー内には、溶湯を通過させると同時にビスマスを添加しながら、ホーン先端と前記キャビテーション処理用チャンバー中のＢｉ浴面との間の距離を２０ｍｍ以下に維持する、請求項６または７に記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
9. 前記ホーンの先端の振動振幅は、４０μｍ（ｐ−ｐ）以上に維持する、請求項６〜８のいずれかに記載の加工性に優れるアルミニウム合金の製造方法。
10. 請求項２〜９のいずれかに記載された製造方法で使用されるアルミニウム合金溶湯。