JP2021011595A - アルミニウム合金材 - Google Patents
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Abstract
【課題】１５０℃での疲労強度が大きく、かつ１５０℃での熱膨張率が低いアルミニウム合金材を提供する。【解決手段】Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる金属組成とし、アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域において結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５μｍ〜８．０μｍであり、金属間化合物が、結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在する構成とする。【選択図】図３
Description
本発明は、例えば、コンプレッサーのような耐熱用機械部材に好適であるアルミニウム合金材およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法に関する。
なお、本明細書および特許請求の範囲において、「結晶粒界」の語は、結晶と別の結晶（隣り合う結晶）との間の境界を意味する。
また、本明細書および特許請求の範囲において、「結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域
」の語は、結晶粒界に沿った長さ１０μｍの直線、又は結晶粒界に沿った連続する長さ１
０μｍの折れ線（連続する複数本の直線で形成された合計長さ１０μｍの折れ線）で定義
されるものである。
」の語は、結晶粒界に沿った長さ１０μｍの直線、又は結晶粒界に沿った連続する長さ１
０μｍの折れ線（連続する複数本の直線で形成された合計長さ１０μｍの折れ線）で定義
されるものである。
また、本明細書および特許請求の範囲において、「金属間化合物が結晶粒界に存在する
」とは、金属間化合物が結晶粒界に接触している状態を意味し、「金属間化合物が結晶粒内に存在する」とは、金属間化合物が結晶粒界に接触していない状態を意味する。なお、アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像において、金属間化合物が密集していて結晶粒界が隠れて見えないような場合には、金属間化合物を境にした隣り合うであろう結晶同士のコントラスト差を確認し、コントラスト差がある場合には、結晶方位が異なり、金属間化合物下に結晶粒界が存在し、「金属間化合物は結晶粒界に存在する」と判断する一方、コントラスト差がない場合には、「金属間化合物は結晶粒内に存在する」と判断するものとする。
」とは、金属間化合物が結晶粒界に接触している状態を意味し、「金属間化合物が結晶粒内に存在する」とは、金属間化合物が結晶粒界に接触していない状態を意味する。なお、アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像において、金属間化合物が密集していて結晶粒界が隠れて見えないような場合には、金属間化合物を境にした隣り合うであろう結晶同士のコントラスト差を確認し、コントラスト差がある場合には、結晶方位が異なり、金属間化合物下に結晶粒界が存在し、「金属間化合物は結晶粒界に存在する」と判断する一方、コントラスト差がない場合には、「金属間化合物は結晶粒内に存在する」と判断するものとする。
近年、自動車業界における燃費向上の要求から、自動車に使用される各種部材、例えば
コンプレッサー等の軽量化、高機能化を図ることが求められている。このような自動車用
の各種部材には、以前の鉄鋼材料や鋳鉄材料に代えて、重量に対する強度の比である比強
度の大きいアルミニウム合金が使用されるようになってきている。中でも、耐熱用機械部
材のように高温雰囲気の過酷な環境下でも使用可能な、高温下でも高強度を有するＡｌ−
Ｓｉ系合金等のアルミニウム合金からなる鍛造材が注目されている。このようなアルミニ
ウム合金からなる鍛造材としては、特定の組成からなり、急冷凝固法により得られた粉末
アルミニウム合金材料から得た押出材を４００〜５００℃での熱間鍛造により所定の形状
に成形し、これをＴ６処理し得られる鍛造品が知られている（特許文献１参照）。
コンプレッサー等の軽量化、高機能化を図ることが求められている。このような自動車用
の各種部材には、以前の鉄鋼材料や鋳鉄材料に代えて、重量に対する強度の比である比強
度の大きいアルミニウム合金が使用されるようになってきている。中でも、耐熱用機械部
材のように高温雰囲気の過酷な環境下でも使用可能な、高温下でも高強度を有するＡｌ−
Ｓｉ系合金等のアルミニウム合金からなる鍛造材が注目されている。このようなアルミニ
ウム合金からなる鍛造材としては、特定の組成からなり、急冷凝固法により得られた粉末
アルミニウム合金材料から得た押出材を４００〜５００℃での熱間鍛造により所定の形状
に成形し、これをＴ６処理し得られる鍛造品が知られている（特許文献１参照）。
しかしながら、上記の急冷凝固法により得られた粉末アルミニウム合金材料を用いた熱間鍛造では、材料の変形抵抗が高いことにより製造設備の金型寿命が短くなるという問題があった。
よって、急冷凝固法により得られた粉末アルミニウム合金材料を用いるのではなく、従来の鋳造品を用いて熱間鍛造することにより、耐熱用機械部材に成形する方策もあるが、この場合、耐熱用機械部材、例えばコンプレッサーの使用環境とされる１００〜２００℃の高温では、十分な疲労強度を確保できないうえ、１００〜２００℃での熱膨張率も大きく、相手材とのクリアランスが課題となる、という問題がある。
本発明は、かかる技術的背景に鑑みてなされたものであって、１００〜２００℃での疲労強度が大きく、かつ１００〜２００℃での熱膨張率が低いアルミニウム合金材を提供することを目的とする。
前記目的を達成するために、本発明は以下の手段を提供する。
［１］Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、
Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２
質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌ及
び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、
前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像
の１３３μｍ２の領域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５
μｍ〜８．０μｍであり、金属間化合物が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し
、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間
の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在し、
前記アルミニウム合金材の１５０℃における疲労強度が１５０ＭＰａ以上であることを
特徴とするアルミニウム合金材。
［２］前記金属間化合物は、少なくとも２種類の遷移金属と、Ａｌとから形成される金
属間化合物である前項１に記載のアルミニウム合金材。
［３］前記アルミニウム合金は、さらに、Ｍｎ、ＴｉおよびＺｒからなる群より選ばれ
る１種または２種以上の金属を下記含有率で含有する前項１または２に記載のアルミニウ
ム合金材。
［１］Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、
Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２
質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌ及
び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、
前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像
の１３３μｍ２の領域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５
μｍ〜８．０μｍであり、金属間化合物が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し
、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間
の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在し、
前記アルミニウム合金材の１５０℃における疲労強度が１５０ＭＰａ以上であることを
特徴とするアルミニウム合金材。
［２］前記金属間化合物は、少なくとも２種類の遷移金属と、Ａｌとから形成される金
属間化合物である前項１に記載のアルミニウム合金材。
［３］前記アルミニウム合金は、さらに、Ｍｎ、ＴｉおよびＺｒからなる群より選ばれ
る１種または２種以上の金属を下記含有率で含有する前項１または２に記載のアルミニウ
ム合金材。
Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５質量％
Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％
［４］前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕
微画像の１３３μｍ２の領域において、前記結晶粒界の領域に存在する、円相当直径が０
．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「α」（μｍ２）とし、前記結晶粒内の領
域に存在する、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「β」（μｍ２）としたとき、
０．１６α＞β
の関係にあることを特徴とする前項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％
［４］前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕
微画像の１３３μｍ２の領域において、前記結晶粒界の領域に存在する、円相当直径が０
．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「α」（μｍ２）とし、前記結晶粒内の領
域に存在する、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「β」（μｍ２）としたとき、
０．１６α＞β
の関係にあることを特徴とする前項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
［１］の発明では、１５０℃での疲労強度が大きく、かつ１５０℃での熱膨張率が低い
アルミニウム合金材を提供できる。アルミニウム合金材の１５０℃における疲労強度が１
５０ＭＰａ以上であるから、例えば、高温環境下で高負荷に晒される、自動車用エンジン
部品等として好適なアルミニウム合金材を提供できる。
アルミニウム合金材を提供できる。アルミニウム合金材の１５０℃における疲労強度が１
５０ＭＰａ以上であるから、例えば、高温環境下で高負荷に晒される、自動車用エンジン
部品等として好適なアルミニウム合金材を提供できる。
［２］の発明では、１５０℃での疲労強度をより向上させたアルミニウム合金材を提供
できる。
できる。
［３］の発明では、１５０℃での疲労強度をより一層向上させたアルミニウム合金材を
提供できる。
提供できる。
［４］の発明では、０．１６α＞βの関係にある構成であるから、結晶粒を十分に微細
化できて機械的特性を向上させることができる。
化できて機械的特性を向上させることができる。
以下、本発明に係るアルミニウム合金材および本発明に係るアルミニウム合金製品（鋳
造品、鍛造品等）の製造方法の実施形態について詳細に説明する。なお、以下に示す実施
形態は例示に過ぎず、本発明はこれらの例示した実施形態に限定されるものではなく、本
発明の技術的思想を逸脱しない範囲において適宜変更することができる。
造品、鍛造品等）の製造方法の実施形態について詳細に説明する。なお、以下に示す実施
形態は例示に過ぎず、本発明はこれらの例示した実施形態に限定されるものではなく、本
発明の技術的思想を逸脱しない範囲において適宜変更することができる。
本発明に係るアルミニウム合金材は、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：
４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％
〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１
５質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、前
記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１
３３μｍ２の領域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５μｍ
〜８．０μｍであり、金属間化合物が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し、円
相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領
域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在し、前記アルミニウム合金材
の１５０℃における疲労強度が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする。このような構
成であることによって、１５０℃での疲労強度が大きく、かつ１５０℃での熱膨張率が低
いアルミニウム合金材が提供される。また、アルミニウム合金材の１５０℃における疲労
強度が１５０ＭＰａ以上であるから、例えば、高温環境下で高負荷に晒される、自動車用
エンジン部品等として好適なアルミニウム合金材を提供できる。
４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％
〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１
５質量％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金材であって、前
記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１
３３μｍ２の領域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５μｍ
〜８．０μｍであり、金属間化合物が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し、円
相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領
域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在し、前記アルミニウム合金材
の１５０℃における疲労強度が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする。このような構
成であることによって、１５０℃での疲労強度が大きく、かつ１５０℃での熱膨張率が低
いアルミニウム合金材が提供される。また、アルミニウム合金材の１５０℃における疲労
強度が１５０ＭＰａ以上であるから、例えば、高温環境下で高負荷に晒される、自動車用
エンジン部品等として好適なアルミニウム合金材を提供できる。
本発明に係るアルミニウム合金材において、該アルミニウム合金材についての透過電子
顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域において、結晶が複数個
存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５μｍ〜８．０μｍの範囲である。前記結晶の平
均円相当直径が０．５μｍ未満では、靱性が低下し、前記結晶の平均円相当直径が８．０
μｍを超えると、機械的特性が低下する。中でも、前記拡大顕微画像の１３３μｍ２の領
域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が１．５μｍ〜３．０μｍの
範囲であるのが好ましい。
顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域において、結晶が複数個
存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５μｍ〜８．０μｍの範囲である。前記結晶の平
均円相当直径が０．５μｍ未満では、靱性が低下し、前記結晶の平均円相当直径が８．０
μｍを超えると、機械的特性が低下する。中でも、前記拡大顕微画像の１３３μｍ２の領
域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が１．５μｍ〜３．０μｍの
範囲であるのが好ましい。
また、本発明に係るアルミニウム合金材は、該アルミニウム合金材についての透過電子
顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域において、金属間化合物
が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさ
の金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域に８個以上存在する構成の結晶粒
界が少なくとも１つ存在する構成である。このような構成になっていない場合には、１５
０℃における疲労強度として十分な強度が得られない。
顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域において、金属間化合物
が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさ
の金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域に８個以上存在する構成の結晶粒
界が少なくとも１つ存在する構成である。このような構成になっていない場合には、１５
０℃における疲労強度として十分な強度が得られない。
中でも、前記拡大顕微画像の１３３μｍ２の領域（範囲）において、円相当直径が０．
２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域に８個以上存
在する構成の結晶粒界が３つ以上存在する構成であるのが好ましく、この場合には、１５
０℃での疲労強度をより向上させたアルミニウム合金材を提供できる。
２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間の領域に８個以上存
在する構成の結晶粒界が３つ以上存在する構成であるのが好ましく、この場合には、１５
０℃での疲労強度をより向上させたアルミニウム合金材を提供できる。
また、前記金属間化合物は、少なくとも２種類の遷移金属と、Ａｌとから形成される金
属間化合物であるのが好ましい。前記遷移金属としては、特に限定されるものではないが
、例えば、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ等が挙げられる。前記少なくとも２種類の遷移金属と
、Ａｌとから形成される金属間化合物としては、特に限定されるものではないが、例えば
、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａ
ｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ系金属間化合物等が挙げられる。
属間化合物であるのが好ましい。前記遷移金属としては、特に限定されるものではないが
、例えば、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ等が挙げられる。前記少なくとも２種類の遷移金属と
、Ａｌとから形成される金属間化合物としては、特に限定されるものではないが、例えば
、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａ
ｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ系金属間化合物等が挙げられる。
また、前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕
微画像の１３３μｍ２の領域において、前記結晶粒界の領域に存在する、円相当直径が０
．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「α」（μｍ２）とし、前記結晶粒内の領
域に存在する、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「β」（μｍ２）としたとき、
０．１６α＞β
の関係にある構成になっているのが好ましい。このような構成である場合には、結晶粒を
十分に微細化できて機械的特性を向上させることができる。
微画像の１３３μｍ２の領域において、前記結晶粒界の領域に存在する、円相当直径が０
．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「α」（μｍ２）とし、前記結晶粒内の領
域に存在する、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「β」（μｍ２）としたとき、
０．１６α＞β
の関係にある構成になっているのが好ましい。このような構成である場合には、結晶粒を
十分に微細化できて機械的特性を向上させることができる。
次に、本発明に係る、アルミニウム合金製品（鋳造品、鍛造品等）の製造方法の一例に
ついて説明する。本製造方法は、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２
質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．
６質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量
％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成
工程と、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る鋳造工程と、を含む
。
ついて説明する。本製造方法は、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２
質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．
６質量％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量
％を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を得る溶湯形成
工程と、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材を得る鋳造工程と、を含む
。
前記溶湯形成工程では、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％
〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量
％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含
み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム
合金溶湯を得る。
〜４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量
％、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含
み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成となるように溶解調製されたアルミニウム
合金溶湯を得る。
次に、前記得られた溶湯を鋳造加工することによって鋳造材（鍛造用ビレット）を得る
（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用い
ればよく、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。
（鋳造工程）。鋳造方法としては、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用い
ればよく、例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等が挙げられる。
前記鋳造材の直径は、特に限定されるものではないが、例えば、直径３０ｍｍ〜４０ｍ
ｍに設定する。前記鋳造材をさらに押出機で押出して鍛造用ビレットを得てもよく、この
場合も、例えば、直径３０ｍｍ〜４０ｍｍに設定する。
ｍに設定する。前記鋳造材をさらに押出機で押出して鍛造用ビレットを得てもよく、この
場合も、例えば、直径３０ｍｍ〜４０ｍｍに設定する。
前記鋳造加工時の鋳造材の冷却速度を１０℃／分〜５０℃／分に設定するのが好ましく
、この場合には、１５０℃での疲労強度が十分に大きいアルミニウム合金製品を製造でき
る。中でも、前記鋳造加工時の鋳造材の冷却速度を１５℃／分〜３０℃／分に設定するの
が特に好ましい。
、この場合には、１５０℃での疲労強度が十分に大きいアルミニウム合金製品を製造でき
る。中でも、前記鋳造加工時の鋳造材の冷却速度を１５℃／分〜３０℃／分に設定するの
が特に好ましい。
以下のとおり、必要に応じて、さらに、均質化熱処理工程、熱間鍛造工程、溶体化処理
工程、焼入れ処理工程、人工時効硬化処理工程、ショットピーニング工程等の工程のうち
の１ないし複数の工程を選択して実施するようにしてもよい（図１参照）。
工程、焼入れ処理工程、人工時効硬化処理工程、ショットピーニング工程等の工程のうち
の１ないし複数の工程を選択して実施するようにしてもよい（図１参照）。
（均質化熱処理工程）
得られた鋳造材に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ
偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出、準安定相の平衡相への変化が行われる。均質化熱
処理により、金属間化合物の大きさを小さくすることができる。このように金属間化合物
が小さくなることにより、金属間化合物を起点とする破壊が抑制され、高温疲労強度がさ
らに向上する。また、均質化熱処理を行うことにより、金属間化合物中に含有される各元
素が母材中へ均一に拡散するものとなり、固溶強化及び析出化による更なる高温疲労強度
の向上が可能となる。
得られた鋳造材に対して均質化熱処理を行うことによって、凝固によって生じたミクロ
偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出、準安定相の平衡相への変化が行われる。均質化熱
処理により、金属間化合物の大きさを小さくすることができる。このように金属間化合物
が小さくなることにより、金属間化合物を起点とする破壊が抑制され、高温疲労強度がさ
らに向上する。また、均質化熱処理を行うことにより、金属間化合物中に含有される各元
素が母材中へ均一に拡散するものとなり、固溶強化及び析出化による更なる高温疲労強度
の向上が可能となる。
均質化熱処理は、共晶溶融を生じない温度範囲内で、かつ、可能な限り高温で行うのが
好ましい。このような条件で均質化熱処理を行うことにより、金属間化合物の母材中への
溶解及び拡散が効果的に行われる。その結果、金属間化合物の大きさを小さくすることが
可能となる。
好ましい。このような条件で均質化熱処理を行うことにより、金属間化合物の母材中への
溶解及び拡散が効果的に行われる。その結果、金属間化合物の大きさを小さくすることが
可能となる。
前記均質化熱処理の処理温度は、４７０℃〜５２０℃の範囲に設定するのが好ましい。
４７０℃以上の温度で熱処理することで、鋳造材の晶出物等の金属間化合物が固溶して、
十分に均質化を行うことができると共に、５２０℃以下の温度で熱処理することで、バー
ニングを防止できる。
４７０℃以上の温度で熱処理することで、鋳造材の晶出物等の金属間化合物が固溶して、
十分に均質化を行うことができると共に、５２０℃以下の温度で熱処理することで、バー
ニングを防止できる。
次に、前記均質化熱処理を経た後の鋳造材を所定の長さに切断し、鍛造用ビレットを得
る。
る。
（熱間鍛造工程）
熱間鍛造の温度条件は、アルミニウム合金の特性をより再現性良く発現させる点で関係
性を有し、即ちアルミニウム合金の溶体化処理後のミクロ組織を等軸結晶粒とすることが
可能となる。中でも、熱間鍛造は、金型温度を１００℃〜２５０℃に設定し、素材温度を
３７０℃〜４５０℃に設定して行うのが好ましい。このような条件で熱間鍛造を行うこと
によって、アルミニウム合金材の高温疲労強度をより向上させることができる（即ち高温
での疲労強度低下を十分に抑制できる）。
熱間鍛造の温度条件は、アルミニウム合金の特性をより再現性良く発現させる点で関係
性を有し、即ちアルミニウム合金の溶体化処理後のミクロ組織を等軸結晶粒とすることが
可能となる。中でも、熱間鍛造は、金型温度を１００℃〜２５０℃に設定し、素材温度を
３７０℃〜４５０℃に設定して行うのが好ましい。このような条件で熱間鍛造を行うこと
によって、アルミニウム合金材の高温疲労強度をより向上させることができる（即ち高温
での疲労強度低下を十分に抑制できる）。
（溶体化処理工程、焼入れ処理工程、人工時効硬化処理工程）
次に、溶体化処理工程、焼入れ処理工程、人工時効硬化処理工程について説明する。溶
体化処理は、アルミニウム合金を高温で保持した後に急冷し、過飽和固溶体を形成する熱
処理である。焼入れ処理は、溶体化処理によって得られた固溶状態を急速に冷却せしめて
過飽和固溶体を形成する熱処理である。人工時効硬化処理は、アルミニウム合金を比較的
低温で加熱保持して過飽和に固溶した元素を析出させて、適度な硬さを付与するための熱
処理である。これらの熱処理（溶体化処理、焼入れ処理、人工時効硬化処理）を行うこと
によって、微細な析出物が均一に分散し、共晶Ｓｉは球状に変化して、強度、延性および
靱性が高度にバランスしたアルミニウム合金材を得ることができる。
次に、溶体化処理工程、焼入れ処理工程、人工時効硬化処理工程について説明する。溶
体化処理は、アルミニウム合金を高温で保持した後に急冷し、過飽和固溶体を形成する熱
処理である。焼入れ処理は、溶体化処理によって得られた固溶状態を急速に冷却せしめて
過飽和固溶体を形成する熱処理である。人工時効硬化処理は、アルミニウム合金を比較的
低温で加熱保持して過飽和に固溶した元素を析出させて、適度な硬さを付与するための熱
処理である。これらの熱処理（溶体化処理、焼入れ処理、人工時効硬化処理）を行うこと
によって、微細な析出物が均一に分散し、共晶Ｓｉは球状に変化して、強度、延性および
靱性が高度にバランスしたアルミニウム合金材を得ることができる。
これらの熱処理条件は、成分組成、要求される特性等に応じて選択すればよい。前記溶
体化処理は、特に限定されるものではないが、加熱温度を４８０℃〜５０５℃、保持時間
を０．５時間〜６時間に設定して行うのが好ましく、この場合にはコストと特性のバラン
スがより良好になる。
体化処理は、特に限定されるものではないが、加熱温度を４８０℃〜５０５℃、保持時間
を０．５時間〜６時間に設定して行うのが好ましく、この場合にはコストと特性のバラン
スがより良好になる。
前記焼入れ処理は、特に限定されるものではないが、１０℃〜８０℃の水で急冷する（
水焼入れ処理する）のが好ましい。
水焼入れ処理する）のが好ましい。
また、前記人工時効硬化処理は、特に限定されるものではないが、加熱温度を１６０℃
〜２２０℃、保持時間を１時間〜８時間に設定して行うのが好ましく、この場合にはコス
トと特性のバランスがより良好になる。
〜２２０℃、保持時間を１時間〜８時間に設定して行うのが好ましく、この場合にはコス
トと特性のバランスがより良好になる。
（ショットピーニング工程）
前記ショットピーニング工程では、前記人工時効硬化処理を施した鍛造材を機械加工で
切削した後、ショットピーニングを行って表面近傍に塑性加工を加えて高温疲労強度をさ
らに向上させた鍛造品を得る。ショットピーニングで使用する砥粒のサイズは、１ｍｍ以
下とするのが好ましい。また、前記砥粒としては、特に限定されるものではないが、例え
ば、ＳＵＳ３０４砥粒、アルミナ砥粒等が用いられる。前記ショットピーニングを行う際
のピーニング圧力は、１ＭＰａ以下に設定するのが好ましい。
前記ショットピーニング工程では、前記人工時効硬化処理を施した鍛造材を機械加工で
切削した後、ショットピーニングを行って表面近傍に塑性加工を加えて高温疲労強度をさ
らに向上させた鍛造品を得る。ショットピーニングで使用する砥粒のサイズは、１ｍｍ以
下とするのが好ましい。また、前記砥粒としては、特に限定されるものではないが、例え
ば、ＳＵＳ３０４砥粒、アルミナ砥粒等が用いられる。前記ショットピーニングを行う際
のピーニング圧力は、１ＭＰａ以下に設定するのが好ましい。
このようにして製造されたアルミニウム合金製品（鋳造品、鍛造品等）は、常温強度に
優れ、高温強度に優れる上に、１５０℃の高温においても十分な疲労強度を有すると共に
１５０℃の高温でも低熱膨張性を有しているから、例えば、高温環境下で高負荷に晒され
る自動車用エンジン部品（コンプレッサー、ターボチャージャ用インペラ、エンジンピス
トン等）の材料として好適に用いられる。
優れ、高温強度に優れる上に、１５０℃の高温においても十分な疲労強度を有すると共に
１５０℃の高温でも低熱膨張性を有しているから、例えば、高温環境下で高負荷に晒され
る自動車用エンジン部品（コンプレッサー、ターボチャージャ用インペラ、エンジンピス
トン等）の材料として好適に用いられる。
次に、上述した本発明に係るアルミニウム合金材およびアルミニウム合金製品（鋳造品
、鍛造品等）の製造方法における「アルミニウム合金」の組成について以下詳述する。前
記アルミニウム合金は、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜
４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％
、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み
、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金である。
、鍛造品等）の製造方法における「アルミニウム合金」の組成について以下詳述する。前
記アルミニウム合金は、Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜
４．８質量％、Ｍｇ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％
、Ｎｉ：０．２質量％〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み
、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金である。
前記Ｓｉは、高温疲労強度の向上および高温での熱膨張率の低減に寄与する。前記アル
ミニウム合金におけるＳｉ含有率は、１３．０質量％〜１５．０質量％の範囲とする。Ｓ
ｉ含有率が１３．０質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果や前記高温での熱
膨張率低減効果が十分に得られない。また、Ｓｉ含有率が１５．０質量％を超えると、鍛
造性が低下するし、初晶Ｓｉの晶出が多くなり室温での伸びが低下して機械加工性も低下
する。中でも、前記アルミニウム合金におけるＳｉ含有率は、１３．５質量％〜１４．５
質量％の範囲であるのが好ましい。
ミニウム合金におけるＳｉ含有率は、１３．０質量％〜１５．０質量％の範囲とする。Ｓ
ｉ含有率が１３．０質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果や前記高温での熱
膨張率低減効果が十分に得られない。また、Ｓｉ含有率が１５．０質量％を超えると、鍛
造性が低下するし、初晶Ｓｉの晶出が多くなり室温での伸びが低下して機械加工性も低下
する。中でも、前記アルミニウム合金におけるＳｉ含有率は、１３．５質量％〜１４．５
質量％の範囲であるのが好ましい。
前記Ｃｕは、高温疲労強度の向上に寄与する。とりわけコンプレッサー等の実用温度域
である１５０℃における疲労強度を向上させることができる。このような高温疲労強度の
向上は、Ｃｕの析出によるものであり、人工時効硬化処理を行うことで上記効果（高温疲
労強度の向上）を十分に得ることができる。また、ＣｕをＮｉと同時添加することで、Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系金属間化合物として晶出して分散強化による高温疲労強度向上に寄与す
る。前記アルミニウム合金におけるＣｕ含有率は、４．２質量％〜４．８質量％の範囲と
する。Ｃｕ含有率が４．２質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得
られない。また、Ｃｕ含有率が４．８質量％を超えると、前記高温疲労強度の向上効果が
十分に得られなくなる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＣｕ含有率は、４．４質
量％〜４．６質量％の範囲であるのが好ましい。
である１５０℃における疲労強度を向上させることができる。このような高温疲労強度の
向上は、Ｃｕの析出によるものであり、人工時効硬化処理を行うことで上記効果（高温疲
労強度の向上）を十分に得ることができる。また、ＣｕをＮｉと同時添加することで、Ａ
ｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系金属間化合物として晶出して分散強化による高温疲労強度向上に寄与す
る。前記アルミニウム合金におけるＣｕ含有率は、４．２質量％〜４．８質量％の範囲と
する。Ｃｕ含有率が４．２質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得
られない。また、Ｃｕ含有率が４．８質量％を超えると、前記高温疲労強度の向上効果が
十分に得られなくなる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＣｕ含有率は、４．４質
量％〜４．６質量％の範囲であるのが好ましい。
前記Ｍｇは、高温疲労強度の向上に寄与する。Ｍｇは、連続鋳造時に固溶し、人工時効
硬化処理を施した際にはＳｉやＣｕと金属間化合物を形成して析出することで、コンプレ
ッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度を向上させることができる。前記
アルミニウム合金におけるＭｇ含有率は、０．４質量％〜０．６質量％の範囲とする。Ｍ
ｇ含有率が０．４質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得られない
。また、Ｍｇ含有率が０．６質量％を超えると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得
られなくなる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＭｇ含有率は、０．４５質量％〜
０．５５質量％の範囲であるのが好ましい。
硬化処理を施した際にはＳｉやＣｕと金属間化合物を形成して析出することで、コンプレ
ッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度を向上させることができる。前記
アルミニウム合金におけるＭｇ含有率は、０．４質量％〜０．６質量％の範囲とする。Ｍ
ｇ含有率が０．４質量％未満になると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得られない
。また、Ｍｇ含有率が０．６質量％を超えると、前記高温疲労強度の向上効果が十分に得
られなくなる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＭｇ含有率は、０．４５質量％〜
０．５５質量％の範囲であるのが好ましい。
前記Ｆｅは、Ｓｉと同時添加することで、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物として晶出
して分散強化に寄与し、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度
を向上させることができる。前記アルミニウム合金におけるＦｅ含有率は、０．４質量％
〜０．６質量％の範囲とする。Ｆｅ含有率が０．４質量％未満になると、前記高温疲労強
度の向上効果が十分に得られない。また、Ｆｅ含有率が０．６質量％を超えると、粗大化
した化合物が晶出し、延性が低下する。中でも、前記アルミニウム合金におけるＦｅ含有
率は、０．４５質量％〜０．５５質量％の範囲であるのが好ましい。
して分散強化に寄与し、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度
を向上させることができる。前記アルミニウム合金におけるＦｅ含有率は、０．４質量％
〜０．６質量％の範囲とする。Ｆｅ含有率が０．４質量％未満になると、前記高温疲労強
度の向上効果が十分に得られない。また、Ｆｅ含有率が０．６質量％を超えると、粗大化
した化合物が晶出し、延性が低下する。中でも、前記アルミニウム合金におけるＦｅ含有
率は、０．４５質量％〜０．５５質量％の範囲であるのが好ましい。
前記Ｎｉは、高温疲労強度の向上および高温での熱膨張率の低減に寄与する。また、Ｎ
ｉをＣｕと同時添加することで、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系金属間化合物として晶出して分散強
化による高温疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＮｉ含有率は、０
．２質量％〜０．８質量％の範囲とする。Ｎｉ含有率が０．２質量％未満になると、前記
高温疲労強度の向上効果が十分に得られない。また、Ｎｉ含有率が０．８質量％を超える
と、粗大晶出物が晶出し、延性が顕著に低下する。中でも、前記アルミニウム合金におけ
るＮｉ含有率は、０．３質量％〜０．７質量％の範囲であるのが好ましい。
ｉをＣｕと同時添加することで、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系金属間化合物として晶出して分散強
化による高温疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＮｉ含有率は、０
．２質量％〜０．８質量％の範囲とする。Ｎｉ含有率が０．２質量％未満になると、前記
高温疲労強度の向上効果が十分に得られない。また、Ｎｉ含有率が０．８質量％を超える
と、粗大晶出物が晶出し、延性が顕著に低下する。中でも、前記アルミニウム合金におけ
るＮｉ含有率は、０．３質量％〜０．７質量％の範囲であるのが好ましい。
前記Ｐは、Ａｌ−Ｐ系金属間化合物を形成して初晶Ｓｉの核となり（核として作用し）
、初晶Ｓｉの微細化および均一分散に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＰ含有率
は、０．００５質量％〜０．０１５質量％の範囲とする。Ｐ含有率が０．００５質量％未
満になると、初晶Ｓｉの核として作用する効果が十分に得られなくなる。また、Ｐ含有率
が０．０１５質量％を超えると、溶湯流れ性が低下して鋳造性が低下する。中でも、前記
アルミニウム合金におけるＰ含有率は、０．００７質量％〜０．０１３質量％の範囲であ
るのが好ましい。
、初晶Ｓｉの微細化および均一分散に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＰ含有率
は、０．００５質量％〜０．０１５質量％の範囲とする。Ｐ含有率が０．００５質量％未
満になると、初晶Ｓｉの核として作用する効果が十分に得られなくなる。また、Ｐ含有率
が０．０１５質量％を超えると、溶湯流れ性が低下して鋳造性が低下する。中でも、前記
アルミニウム合金におけるＰ含有率は、０．００７質量％〜０．０１３質量％の範囲であ
るのが好ましい。
本発明において、前記アルミニウム合金は、さらに、Ｍｎ、ＴｉおよびＺｒからなる群
より選ばれる１種または２種以上の金属を、
Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５質量％
Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％
上記含有率で含有する構成（組成）としてもよい。
より選ばれる１種または２種以上の金属を、
Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５質量％
Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％
上記含有率で含有する構成（組成）としてもよい。
前記Ｍｎは、Ｓｉと同時添加することで、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物として晶出
して分散強化に寄与し、また溶体化処理の際にはＭｎの一部がＡｌ母相中に固溶し、人工
時効硬化処理の際には微細析出物として析出し、コンプレッサー等の実用温度域である１
５０℃における疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＭｎ含有率は、
０．０１質量％〜０．５質量％の範囲とするのが好ましい。Ｍｎ含有率を０．０１質量％
以上とすることで、１５０℃における疲労強度をより向上させることができる。また、Ｍ
ｎ含有率が０．５質量％以下であることで、Ａｌ母相より先に晶出されて粗大晶出物が晶
出されるのを低減できて、十分な靱性を確保できる。中でも、前記アルミニウム合金にお
けるＭｎ含有率は、０．１質量％〜０．３質量％の範囲であるのがより好ましい。
して分散強化に寄与し、また溶体化処理の際にはＭｎの一部がＡｌ母相中に固溶し、人工
時効硬化処理の際には微細析出物として析出し、コンプレッサー等の実用温度域である１
５０℃における疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＭｎ含有率は、
０．０１質量％〜０．５質量％の範囲とするのが好ましい。Ｍｎ含有率を０．０１質量％
以上とすることで、１５０℃における疲労強度をより向上させることができる。また、Ｍ
ｎ含有率が０．５質量％以下であることで、Ａｌ母相より先に晶出されて粗大晶出物が晶
出されるのを低減できて、十分な靱性を確保できる。中でも、前記アルミニウム合金にお
けるＭｎ含有率は、０．１質量％〜０．３質量％の範囲であるのがより好ましい。
前記Ｔｉは、添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効硬化処理の際には
濃化してマトリクス強化につながり、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃にお
ける疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＴｉ含有率は、０．０１質
量％〜０．３質量％の範囲とするのが好ましい。Ｔｉ含有率を０．０１質量％以上とする
ことで、１５０℃における疲労強度をより向上させることができると共に、Ｔｉ含有率が
０．３質量％以下であることで、Ｔｉを含む粗大晶出物が晶出されるのを低減できて十分
な靱性を確保できる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＴｉ含有率は、０．０５質
量％〜０．１０質量％の範囲であるのがより好ましい。
濃化してマトリクス強化につながり、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃にお
ける疲労強度向上に寄与する。前記アルミニウム合金におけるＴｉ含有率は、０．０１質
量％〜０．３質量％の範囲とするのが好ましい。Ｔｉ含有率を０．０１質量％以上とする
ことで、１５０℃における疲労強度をより向上させることができると共に、Ｔｉ含有率が
０．３質量％以下であることで、Ｔｉを含む粗大晶出物が晶出されるのを低減できて十分
な靱性を確保できる。中でも、前記アルミニウム合金におけるＴｉ含有率は、０．０５質
量％〜０．１０質量％の範囲であるのがより好ましい。
前記Ｚｒは、添加することで鋳造時にＡｌ母相中に固溶し、人工時効硬化処理の際には
濃化してマトリクス強化につながる。またＺｒをＴｉと同時添加することで、Ａｌ−（Ｔ
ｉ，Ｚｒ）系金属間化合物として人工時効硬化処理時にＬ１２構造を持つナノスケール析
出物を生成し、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度向上に寄
与する。前記アルミニウム合金におけるＺｒ含有率は、０．０１質量％〜０．３質量％の
範囲とするのが好ましい。Ｚｒ含有率を０．０１質量％以上とすることで、１５０℃にお
ける疲労強度をより向上させることができると共に、Ｚｒ含有率が０．３質量％以下であ
ることで、Ｚｒを含む粗大晶出物が晶出されるのを低減できて十分な靱性を確保できる。
中でも、前記アルミニウム合金におけるＺｒ含有率は、０．０５質量％〜０．１０質量％
の範囲であるのがより好ましい。
濃化してマトリクス強化につながる。またＺｒをＴｉと同時添加することで、Ａｌ−（Ｔ
ｉ，Ｚｒ）系金属間化合物として人工時効硬化処理時にＬ１２構造を持つナノスケール析
出物を生成し、コンプレッサー等の実用温度域である１５０℃における疲労強度向上に寄
与する。前記アルミニウム合金におけるＺｒ含有率は、０．０１質量％〜０．３質量％の
範囲とするのが好ましい。Ｚｒ含有率を０．０１質量％以上とすることで、１５０℃にお
ける疲労強度をより向上させることができると共に、Ｚｒ含有率が０．３質量％以下であ
ることで、Ｚｒを含む粗大晶出物が晶出されるのを低減できて十分な靱性を確保できる。
中でも、前記アルミニウム合金におけるＺｒ含有率は、０．０５質量％〜０．１０質量％
の範囲であるのがより好ましい。
本発明において、前記アルミニウム合金に不可避的に入る不純物としては、いかなる元
素も許容できるが、Ｓｃ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｎｂ、Ｅｒ及びＹｂからなる群より選ばれる１種
または２種以上の元素は、これらの総量で前記アルミニウム合金中に０．５質量％以下と
するのが望ましい。０．５質量％以下とすることで、Ａｌ母相より先に晶出されて粗大晶
出物が晶出されるのを低減できて、十分な靱性を確保できる。
素も許容できるが、Ｓｃ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｎｂ、Ｅｒ及びＹｂからなる群より選ばれる１種
または２種以上の元素は、これらの総量で前記アルミニウム合金中に０．５質量％以下と
するのが望ましい。０．５質量％以下とすることで、Ａｌ母相より先に晶出されて粗大晶
出物が晶出されるのを低減できて、十分な靱性を確保できる。
次に、本発明の具体的実施例について説明するが、本発明はこれら実施例のものに特に
限定されるものではない。
限定されるものではない。
＜実施例１＞
Ｓｉ：１４．０質量％、Ｃｕ：４．５０質量％、Ｍｇ：０．５０質量％、Ｆｅ：０．５
０質量％、Ｎｉ：０．５０質量％、Ｐ：０．０１質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避
不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニ
ウム合金溶湯を用いて鋳造直径３８ｍｍで連続鋳造を行うことによって連続鋳造材を得た
。前記連続鋳造時の冷却速度を３０℃／分にして前記連続鋳造を行った。得られた連続鋳
造材に対して４７０℃で７時間の均質化加熱処理を行った後、空冷した。
Ｓｉ：１４．０質量％、Ｃｕ：４．５０質量％、Ｍｇ：０．５０質量％、Ｆｅ：０．５
０質量％、Ｎｉ：０．５０質量％、Ｐ：０．０１質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避
不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニ
ウム合金溶湯を用いて鋳造直径３８ｍｍで連続鋳造を行うことによって連続鋳造材を得た
。前記連続鋳造時の冷却速度を３０℃／分にして前記連続鋳造を行った。得られた連続鋳
造材に対して４７０℃で７時間の均質化加熱処理を行った後、空冷した。
次いで、空冷後の連続鋳造材を長さ８０ｍｍに切断した後、該切断鋳造材１０（図２参
照）に、材料温度４２０℃、金型温度１８０℃で熱間鍛造を行うことによって、図３に示
す形状の鍛造材を得た。なお、前記熱間鍛造を行う際に、前記鋳造材の軸方向と垂直な方
向（ＬＴ方向）に５０％の据込を行った。
照）に、材料温度４２０℃、金型温度１８０℃で熱間鍛造を行うことによって、図３に示
す形状の鍛造材を得た。なお、前記熱間鍛造を行う際に、前記鋳造材の軸方向と垂直な方
向（ＬＴ方向）に５０％の据込を行った。
次に、得られた鍛造材を、５００℃で３時間加熱して溶体化処理を行い、次いで２５℃
の水中に入れて水焼き入れを行った後、１７０℃で８時間加熱して人工時効硬化処理を施
し、次いでショットピーニングを行って、図３に示す形状の鍛造品２０を得た。
の水中に入れて水焼き入れを行った後、１７０℃で８時間加熱して人工時効硬化処理を施
し、次いでショットピーニングを行って、図３に示す形状の鍛造品２０を得た。
＜実施例２〜６、８〜１９、比較例１〜１５＞
前記アルミニウム合金溶湯として、表１、２に示すアルミニウム合金組成（表１、２に
示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、図３に
示す形状の鍛造品２０を得た。
前記アルミニウム合金溶湯として、表１、２に示すアルミニウム合金組成（表１、２に
示す元素を表に記載の含有率で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウ
ム合金）からなるアルミニウム合金溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にして、図３に
示す形状の鍛造品２０を得た。
＜実施例７＞
Ｓｉ：１４．０質量％、Ｃｕ：４．５０質量％、Ｍｇ：０．５０質量％、Ｆｅ：０．５
０質量％、Ｎｉ：０．５０質量％、Ｐ：０．０１質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避
不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニ
ウム合金溶湯を用いて鋳造直径２１０ｍｍで連続鋳造を行うことによって押出用ビレット
を得た。得られた押出用ビレットを３５０℃に加熱し押出機を用いて押出し、こうして得
られた押出材に対して４７０℃で７時間の均質化加熱処理を行った後、空冷した。
Ｓｉ：１４．０質量％、Ｃｕ：４．５０質量％、Ｍｇ：０．５０質量％、Ｆｅ：０．５
０質量％、Ｎｉ：０．５０質量％、Ｐ：０．０１質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避
不純物からなるアルミニウム合金を加熱してアルミニウム合金溶湯を得た後、該アルミニ
ウム合金溶湯を用いて鋳造直径２１０ｍｍで連続鋳造を行うことによって押出用ビレット
を得た。得られた押出用ビレットを３５０℃に加熱し押出機を用いて押出し、こうして得
られた押出材に対して４７０℃で７時間の均質化加熱処理を行った後、空冷した。
次いで、空冷後の押出材を長さ８０ｍｍに切断した後、該押出材に、材料温度４２０℃
、金型温度１８０℃で熱間鍛造を行うことによって、図３に示す形状の鍛造材を得た。な
お、前記熱間鍛造を行う際に、前記鋳造材の軸方向と垂直な方向（ＬＴ方向）に５０％の
据込を行った。
、金型温度１８０℃で熱間鍛造を行うことによって、図３に示す形状の鍛造材を得た。な
お、前記熱間鍛造を行う際に、前記鋳造材の軸方向と垂直な方向（ＬＴ方向）に５０％の
据込を行った。
次に、得られた鍛造材を、５００℃で３時間加熱して溶体化処理を行い、次いで２５℃
の水中に入れて水焼き入れを行った後、１７０℃で８時間加熱して人工時効処理を施し、
次いでショットピーニングを行って、図３に示す形状の鍛造品２０を得た。
の水中に入れて水焼き入れを行った後、１７０℃で８時間加熱して人工時効処理を施し、
次いでショットピーニングを行って、図３に示す形状の鍛造品２０を得た。
＜比較例１６＞
連続鋳造時の冷却速度３０℃／分を５℃／分に変更した以外は、実施例１と同様にして
図３に示す形状の鍛造品を得た。
連続鋳造時の冷却速度３０℃／分を５℃／分に変更した以外は、実施例１と同様にして
図３に示す形状の鍛造品を得た。
上記のようにして得られた各鍛造品について下記評価法に基づいて各種評価を行った。
＜結晶の平均円相当直径の測定法＞
得られた鍛造品の幅方向の中心部を鋳造軸方向に平行な方向に沿って縦断面が露出する
ように切断し、透過電子顕微鏡（日立製作所製：ＨＦ２２００）を用いて前記切断面（縦
断面）を１万倍の倍率で観察視野面積１３３μｍ２（縦９．７５μｍ×横１３．６５μｍ
）の範囲を観察した。この観察した視野（１３３μｍ２）において画像解析装置を用いて
結晶を認識させて各結晶の円相当直径を測定し、この測定値に基づいてこの観察視野（１
３３μｍ２）での「結晶の平均円相当直径」を求めた。
得られた鍛造品の幅方向の中心部を鋳造軸方向に平行な方向に沿って縦断面が露出する
ように切断し、透過電子顕微鏡（日立製作所製：ＨＦ２２００）を用いて前記切断面（縦
断面）を１万倍の倍率で観察視野面積１３３μｍ２（縦９．７５μｍ×横１３．６５μｍ
）の範囲を観察した。この観察した視野（１３３μｍ２）において画像解析装置を用いて
結晶を認識させて各結晶の円相当直径を測定し、この測定値に基づいてこの観察視野（１
３３μｍ２）での「結晶の平均円相当直径」を求めた。
＜円相当直径が０．２μｍ以上の金属間化合物の数の測定法＞
得られた鍛造品の幅方向の中心部を鋳造軸方向に平行な方向に沿って縦断面が露出する
ように切断し、透過電子顕微鏡（日立製作所製：ＨＦ２２００）を用いて前記切断面（縦
断面）を１万倍の倍率で観察視野面積１３３μｍ２の範囲を観察した。この観察した視野
（１３３μｍ２）において画像解析装置を用いて円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの
金属間化合物を認識させ、次いで任意の結晶粒界の長さを測定し、長さ１０μｍの結晶粒
界を定義し、この定義した「長さ１０μｍの結晶粒界」の領域に存在する「円相当直径が
０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物」の数を測定した。測定結果を表に示す。
得られた鍛造品の幅方向の中心部を鋳造軸方向に平行な方向に沿って縦断面が露出する
ように切断し、透過電子顕微鏡（日立製作所製：ＨＦ２２００）を用いて前記切断面（縦
断面）を１万倍の倍率で観察視野面積１３３μｍ２の範囲を観察した。この観察した視野
（１３３μｍ２）において画像解析装置を用いて円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの
金属間化合物を認識させ、次いで任意の結晶粒界の長さを測定し、長さ１０μｍの結晶粒
界を定義し、この定義した「長さ１０μｍの結晶粒界」の領域に存在する「円相当直径が
０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物」の数を測定した。測定結果を表に示す。
＜１５０℃での疲労強度の評価法＞
得られた鍛造品を１５０℃で１００時間予備加熱した後、切削加工を行って所定の試験
片形状（ＪＩＳ Ｚ２２７４に規定される形状）に切り出した。この試験片について小野
式回転曲げ試験機を用いて１５０℃における疲労強度を測定した。各実施例、各比較例毎
にそれぞれ８個の試験片を準備し、これら８個の試験片について試験を行ってＳ−Ｎ曲線
を得た。得られたＳ−Ｎ曲線より繰り返し数１０７回における疲労強度を求めて、これを
１５０℃での疲労強度（ＭＰａ）とした。
得られた鍛造品を１５０℃で１００時間予備加熱した後、切削加工を行って所定の試験
片形状（ＪＩＳ Ｚ２２７４に規定される形状）に切り出した。この試験片について小野
式回転曲げ試験機を用いて１５０℃における疲労強度を測定した。各実施例、各比較例毎
にそれぞれ８個の試験片を準備し、これら８個の試験片について試験を行ってＳ−Ｎ曲線
を得た。得られたＳ−Ｎ曲線より繰り返し数１０７回における疲労強度を求めて、これを
１５０℃での疲労強度（ＭＰａ）とした。
＜１５０℃での熱膨張率の評価法＞
得られた鍛造品を切削加工により所定の試験片形状（ＪＩＳ Ｚ２２８５に規定される
形状）に切り出した。この試験片について、押し棒式検出機（アドバンス理工社製の縦型
熱膨張計ＤＬ−９６００型）を用いて、測定雰囲気をアルゴンガス（Ａｒガス）とし、基
準温度を２０℃とし、昇温速度を５℃／分に設定して、５０℃〜４００℃まで５０℃刻み
で、熱膨張率を測定した。各測定温度での熱膨張率（％）を測定した後、各温度での平均
熱膨張係数（１０−６／Ｋ）を算出し、２０℃〜１５０℃の平均熱膨張係数の値より１５
０℃での熱膨張率（１０−６／Ｋ）を求めた。
得られた鍛造品を切削加工により所定の試験片形状（ＪＩＳ Ｚ２２８５に規定される
形状）に切り出した。この試験片について、押し棒式検出機（アドバンス理工社製の縦型
熱膨張計ＤＬ−９６００型）を用いて、測定雰囲気をアルゴンガス（Ａｒガス）とし、基
準温度を２０℃とし、昇温速度を５℃／分に設定して、５０℃〜４００℃まで５０℃刻み
で、熱膨張率を測定した。各測定温度での熱膨張率（％）を測定した後、各温度での平均
熱膨張係数（１０−６／Ｋ）を算出し、２０℃〜１５０℃の平均熱膨張係数の値より１５
０℃での熱膨張率（１０−６／Ｋ）を求めた。
表から明らかなように、本発明に係る実施例１〜１９のアルミニウム合金材からなる鍛
造品は、１５０℃での疲労強度が大きいものであると共に、１５０℃での熱膨張率が低い
。従って、本発明のアルミニウム合金材は、自動車用エンジン部品（コンプレッサー等）
として好適である。
造品は、１５０℃での疲労強度が大きいものであると共に、１５０℃での熱膨張率が低い
。従って、本発明のアルミニウム合金材は、自動車用エンジン部品（コンプレッサー等）
として好適である。
これに対し、本発明の規定範囲を逸脱する比較例１〜１０、１２〜１６では、１５０℃
での疲労強度は、十分な強度が得られなかった。また、観察視野面積１３３μｍ２の範囲
において、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０
μｍの間の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が全く存在しなかった（該構成の結晶
粒界が０個であった）比較例１１、１６では、１５０℃での疲労強度は、低かった（表２
参照）。
での疲労強度は、十分な強度が得られなかった。また、観察視野面積１３３μｍ２の範囲
において、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０
μｍの間の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が全く存在しなかった（該構成の結晶
粒界が０個であった）比較例１１、１６では、１５０℃での疲労強度は、低かった（表２
参照）。
本発明に係るアルミニウム合金材および本発明の製造方法で得られた鋳造品、鍛造品は
、高温で十分な疲労強度を有し、高温で低熱膨張性であるから、例えば、高温環境下で高
負荷に晒される自動車用のコンプレッサー、ターボチャージャ用インペラ、エンジンピス
トン等の材料として好適に用いられるが、特にこのような用途に限定されるものではない
。
、高温で十分な疲労強度を有し、高温で低熱膨張性であるから、例えば、高温環境下で高
負荷に晒される自動車用のコンプレッサー、ターボチャージャ用インペラ、エンジンピス
トン等の材料として好適に用いられるが、特にこのような用途に限定されるものではない
。
１０：鋳造品（鋳造材）
２０：鍛造品（鍛造材）
２０：鍛造品（鍛造材）
Claims (4)
- Ｓｉ：１３．０質量％〜１５．０質量％、Ｃｕ：４．２質量％〜４．８質量％、Ｍｇ：
０．４質量％〜０．６質量％、Ｆｅ：０．４質量％〜０．６質量％、Ｎｉ：０．２質量％
〜０．８質量％、Ｐ：０．００５質量％〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌ及び不可
避不純物からなるアルミニウム合金材であって、
前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像
の１３３μｍ２の領域において、結晶が複数個存在し、該結晶の平均円相当直径が０．５
μｍ〜８．０μｍであり、金属間化合物が、前記結晶の結晶粒界および結晶粒内に存在し
、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物が、結晶粒界の長さ１０μｍの間
の領域に８個以上存在する構成の結晶粒界が少なくとも１つ存在し、
前記アルミニウム合金材の１５０℃における疲労強度が１５０ＭＰａ以上であることを
特徴とするアルミニウム合金材。 - 前記金属間化合物は、少なくとも２種類の遷移金属と、Ａｌとから形成される金属間化
合物である請求項１に記載のアルミニウム合金材。 - 前記アルミニウム合金は、さらに、Ｍｎ、ＴｉおよびＺｒからなる群より選ばれる１種
または２種以上の金属を下記含有率で含有する請求項１または２に記載のアルミニウム合
金材。
Ｍｎ：０．０１質量％〜０．５質量％
Ｔｉ：０．０１質量％〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％ - 前記アルミニウム合金材についての透過電子顕微鏡での１万倍の倍率での拡大顕微画像
の１３３μｍ２の領域において、前記結晶粒界の領域に存在する、円相当直径が０．２μ
ｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「α」（μｍ２）とし、前記結晶粒内の領域に存
在する、円相当直径が０．２μｍ以上の大きさの金属間化合物の面積を「β」（μｍ２）
としたとき、
０．１６α＞β
の関係にあることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019124940A JP2021011595A (ja) | 2019-07-04 | 2019-07-04 | アルミニウム合金材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019124940A JP2021011595A (ja) | 2019-07-04 | 2019-07-04 | アルミニウム合金材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021011595A true JP2021011595A (ja) | 2021-02-04 |
Family
ID=74226853
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019124940A Pending JP2021011595A (ja) | 2019-07-04 | 2019-07-04 | アルミニウム合金材 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2021011595A (ja) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004099996A (ja) * | 2002-09-11 | 2004-04-02 | Suzuki Motor Corp | 内燃機関用の構成部品の製造方法 |
| JP2005290545A (ja) * | 2003-12-18 | 2005-10-20 | Showa Denko Kk | アルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品および生産システム |
| CN101775529A (zh) * | 2010-01-11 | 2010-07-14 | 北京科技大学 | 一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金及其制备方法 |
| WO2011052708A1 (ja) * | 2009-10-30 | 2011-05-05 | 昭和電工株式会社 | エンジンピストン用素形材の製造方法 |
| JP2018197366A (ja) * | 2017-05-23 | 2018-12-13 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金材 |
-
2019
- 2019-07-04 JP JP2019124940A patent/JP2021011595A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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