JP3920656B2 - ホウ素含有高剛性Ａｌ合金 - Google Patents
ホウ素含有高剛性Ａｌ合金 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた強度、靭性および耐磨耗性を発揮すると共に、剛性率の向上を図ることのできるＡｌ合金に関するものであり、殊にこれらの特性が要求される自動車部品の素材として有用なＢ含有Ａｌ合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境保全や燃費向上という観点から自動車の軽量化が進められており、その一環として自動車用部品の素材に鉄系材料からＡｌ合金材料への移行が行われつつある。しかしながら、一般的なＡｌ合金では、鉄系材料に比べて機械的特性に劣る傾向がある。即ち、自動車用部品には、強度、靭性および耐摩耗性等の機械的特性に優れていることは勿論のこと、軽量化および小型化という観点から高い剛性率（応力／歪比）も要求されるのであるが、通常のＡｌ合金ではこれらの特性が十分ではないという問題がある。
【０００３】
こうしたことから、自動車用部品として使用されるＡｌ合金としては、通常Ｓｉを比較的多く含有させることによって上記各特性を満足させることが行われている。即ち、Ａｌ−Ｓｉ系合金では、Ｓｉを含有させることによって、熱膨張率の低下や剛性率の向上が図れると共に、優れた耐摩耗性が発揮できるといわれている。こうしたＡｌ−Ｓｉ系Ａｌ合金としては、Ａ４０３２ＦＤ（ＪＩＳ Ｈ４１４０）等の鍛造用Ａｌ合金やＡＣ８ＡおよびＡＣ９Ｂ（ＪＩＳ Ｈ５２０２）等の鋳物用Ａｌ合金の他、粉末冶金法によるＡｌ−Ｓｉ合金等が知られている（例えば、特開平６−１５８２１１号）。しかしながら、これらのＡｌ−Ｓｉ系Ａｌ合金では、いずれも下記の様な問題を有しており、自動車用部品の素材として特性的に十分とは言えないのが実状である。
【０００４】
上記各Ａｌ合金のうち、Ａ４０３２ＦＤやＡＣ８Ａでは、１１〜１３％程度のＳｉの含有によって、耐熱性や強度の点では優れたものとなるのであるが、上記程度のＳｉの含有では耐摩耗性の点で依然として十分ではない。また、上記ＡＣ９Ｂでは、１８〜２０％程度のＳｉを含むものであり、優れた耐摩耗性を発揮するものであるが、初晶Ｓｉ粒子が粗大化することに起因して、切削工具が早期に摩耗して被削性の点で劣り、しかも塑性加工性や靭性が却って劣るという問題がある。
【０００５】
こうした問題を解決する為に、例えば特開平６−２９３９３３号の様な技術も提案されている。この技術では、合金組成の最適化と共に、合金組織における初晶Ｓｉおよび共晶Ｓｉ並びにＳｉ析出物の粒径や分布を制御することによって、溶解鋳造法によって得られるＡｌ合金の耐磨耗性、被削性および塑性加工性を大幅に改善すると共に、優れた強度、靭性および延性を発揮させるものである。しかしながら、こうしたＡｌ合金を溶解鋳造法で得るには、その製造条件での制約が多く、上記の様な御を安定的に行なうことは困難である。
【０００６】
また、上記技術では、初晶Ｓｉの粗大化を防止する為にＰを含有させたり、共晶Ｓｉの微細化を図るためにＮａ，ＳｂおよびＳｒ等の成長抑制元素を含有させることも示されているが、これらの合金元素は基本的にＡｌ合金の強度劣化を招くものであり、これらの合金成分の含有はＡｌ合金の機械的特性を却って劣化させることになる。更に、上記技術では、Ｓｉ含有化合物の形態を制御することによってＡｌ合金の特性を発揮させるものであるが、Ｓｉ含有化合物は高温保持時に再固溶および成長し易く、またその化合物のサイズが変動し易く、安定的に上記特性を発揮させることができないという欠点がある。
【０００７】
一方、粉末冶金法によって製造されたＡｌ合金では、固溶限以上の多量のＳｉを含有できるばかりでなく、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｇ等の合金元素も広い範囲で含有でき、しかも初晶Ｓｉを溶解鋳造法に比べて非常に小さくできるので、耐熱強度や耐摩耗性を著しく向上できるという利点を有している。しかしながら、粉末冶金法では原料粉末が高コストであると共に、その製造工程が多いものであるので溶解鋳造法に比べて生産性が低いものとなる。
【０００８】
また粉末冶金法を適用した技術として、Ｓｉの代わりに窒素化合物を含有させたＡｌ基複合材料も提案されており（例えば、特開平６−５７３６３号）、この複合材料では剛性率の面では優れた特性を発揮するといえるが、粉末冶金法を適用することによるコスト面や生産面での不利は避けられず、しかもマトリックス成分にも焼結助剤を混合しなければならない（Ｍｇ，Ｚｎ，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇなど）という制約があって汎用性が低く、極く限られた用途でしか使用できないという問題がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、低コストで生産性に優れた溶解鋳造法によっても製造することができ、強度、靭性および耐摩耗性等の機械的特性に優れていることは勿論のこと、高い剛性率を発揮すると共に塑性加工性をも向上したＡｌ合金を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた本発明のホウ素含有Ａｌ合金とは、Ｂ：１．５超〜２０％を含有すると共に、結晶構造がＡｌＢ2型であるＢ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下であり、且つ該化合物のうちサイズが５０μｍ以下のものがＡｌＢ2型Ｂ含有化合物全体に対する個数割合で５０％以上を占めるものであり、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物が、Ｂを含有する全化合物に対する個数割合で８０％以上を占めるものである点に要旨を有するものである。
【００１１】
本発明のホウ素含有Ａｌ合金においては、基本成分としてＢを含有するものであり、他の成分については特に限定されるものではないが、本発明で適用できるＡｌ合金成分系としては下記（ａ）〜（ｇ）の各種のものが好ましく、いずれもＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の分布状態を適切に制御することによって、各種機械的特性を向上させることができる。
【００１２】
（ａ）Ｂの他に、Ｆｅ：２％以下（０％を含む）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含む）を含有し（以下、「１０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１３】
（ｂ）Ｂの他に、Ｃｕ：１．５〜７％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「２０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１４】
（ｃ）Ｂの他に、Ｍｎ：０．３〜２％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「３０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１５】
（ｄ）Ｂの他に、Ｓｉ：２〜１６％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１１％以下（０％を含まない），Ｃｕ：５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し（以下、「４０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１６】
（ｅ）Ｂの他に、Ｍｇ：２〜８％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「５０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１７】
（ｆ）Ｂの他に、Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し（以下、「６０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１８】
（ｇ）Ｂの他に、Ｍｇ：１〜４％およびＺｎ：０．８〜８％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「７０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、各種機械的特性を改善したＡｌ合金の実現を目指して、これまでの既成概念に捕われることなく、様々な角度から検討した。その結果、適切な量のＢを含有させると共に、結晶構造がＡｌＢ2型であるＢ含有化合物（以下、単に「ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物」と呼ぶことがある）の平均サイズや所定サイズのＢ含有化合物の分布割合を適切に制御してやれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００２０】
本発明によれば、成分系の制約を受けることなく、剛性率を上げることが可能になるばかりでなく、通常の溶解鋳造法によっても、化合物サイズと形態の制御が容易に行うことができ、これによって強度、靭性および耐摩耗性等の他、被削性および塑性加工性をも向上したＡｌ合金が生産性良く製造できるのである。
【００２１】
本発明のＡｌ合金では、上述の如く適切な量のＢを含有させると共に、Ｂを含有する化合物のうち特にＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の平均サイズや所定サイズのＢ含有化合物の分布割合を適切に制御するものであるが、まずこれらを規定した理由について説明する。
【００２２】
Ｂ：１．５超〜２０％
Ｂは、Ｂ含有化合物（特にＡｌＢ2型Ｂ含有化合物）を形成することによって、Ａｌ合金の剛性率を高めると共に、強度や耐摩耗性を高めるのに有効な元素である。また、こうしたＢ含有化合物は、高温保持中においてもサイズ変化が認められず、高温保持中の剛性率安定化という効果も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、１．５％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって２０％を超えると、硬くなり過ぎて被削性や塑性加工性が劣化する。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は２％程度であり、好ましい上限は１９％程度である。
【００２３】
ＡｌＢ 2 型Ｂ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下
ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、非常に硬い化合物であるので、少量の分散でＡｌ合金の強度や剛性率を向上させるのに有効な成分である。例えば、ＡｌＢ2の硬さはビッカース硬度Ｈｖで１５００〜２０００程度であり、Ｓｉ相（Ｈｖ８７０〜１３５０）に比べて強度や剛性率が高いものとなる。また、このＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、高温保持中においてもサイズ変化が認められない安定な化合物なので、Ａｌ合金の熱膨張率の低下という効果をもたらすことになる。これらの効果によって、Ｓｉを多量に含有させずとも、希望する機械的特性が発揮させることができるばかりか、通常の溶解鋳造法においてもＢ含有化合物の形態制御が可能になる。
【００２４】
そして、上記の効果を発揮させるためには、上記Ｂ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下である必要がある。即ち、このＢ含有化合物の平均サイズが２００μｍを超えると、上記に機械的特性（特に、延性や剛性率）が却って劣化することになる。尚、上記Ｂ含有化合物の形態は、塊状、針状あるいは板状等、様々であるが、本発明における「Ｂ含有化合物の平均サイズ」とは、板厚方向や板幅方向にかかわらず、その最長の寸法の平均値の意味である。
【００２５】
サイズが５０μｍ以下のものが、ＡｌＢ 2 型Ｂ含有化合物全体に対する個数割
合で５０％以上
本発明のＡｌ合金において、高い剛性率を確保するためには、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズ分布は微細分状態であることが必要である。こうした観点から、サイズが５０μｍ以下のＡｌＢ2型Ｂ含有化合物が、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物全体に対する個数割合で５０％以上とする必要がある。即ち、この個数割合が、５０％未満になると、Ｂ含有化合物が均一に分散しておらず（Ｂ含有化合物の希薄なマトリックス領域が増加する）、剛性率向上効果が表われない。
【００２６】
本発明では、形態制御の対象とするＢ含有化合物をＡｌＢ2型とするものであるが、その理由は次の通りである。Ａｌ合金中のＢ含有化合物としては、ＡｌＢ2、ＡｌＢ12、ＴｉＢ2、ＣｒＢ、ＦｅＢ、Ｂ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ等、様々なものが生成することが予想されるが、このうちＴｉＢ2、ＣｒＢ、ＦｅＢ、Ｂ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ等では通常の溶解鋳造法によっては、凝集し易くなって好ましくなく、またＡｌＢ12は粗大化合物であり、被削性や塑性加工性を却って劣化させることになる。これに対して、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物であれば上記した要件を満足することによって、他の要因に影響されることなく上記効果が発揮されることになる。
【００２７】
本発明における「ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物」とは、上記のＡｌＢ2は勿論のこと、結晶構造が同じＡｌＢ2型であれば、その効果を発揮するので、この化合物にＭｇ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ等の成分を所定量含有するものも（例えば、０．０１〜３０原子％程度）含まれるものである。また、上記効果を発揮させるためには、上記の様なＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、Ｂ含有化合物中の８０％以上となる様に制御することが好ましい。
【００２８】
本発明のＡｌ合金は、基本的に溶解鋳造法（連続鋳造、半連続鋳造）によって製造することを想定したものであるが、粉末冶金法によって製造することもでき、いずれの方法によっても鋳物、圧延材、押し出し材として有効に利用できるＡｌ合金材料が得られる。但し、溶解鋳造法の方が、製造工程数や製造コストの面で有利であり、またその後の圧延、押し出し加工、熱処理等によってアルミマトリックス合金の組成や固溶状態、析出状態を制御でき、総合的な特性改善という上で好ましい。
【００２９】
本発明におけるＢ含有化合物は、Ａｌ合金溶湯にＢを添加して生成したものの他、原料粉末の段階で予めＢ含有化合物の形態にしたものをＡｌ合金溶湯（またはＡｌ溶湯）に添加したものでも良く、その由来に限定されない。また、Ｂ含有化合物のサイズは、原料中のＢ粉末粒子のサイズ、或は予め化合物の形態にした原料粉末のサイズや、最高溶解温度（即ち、Ｂ含有化合物の溶解保持温度）や保持時間等（溶解鋳造法の場合）を調整することによって制御することができる。
【００３０】
上記最高溶解温度は、Ｂ含有化合物を再固溶させて微細化させる上で重要な要件である。この溶解温度の最適な範囲はＢ含有量によって変わり、一概には規定できないが、一般的にはＢ含有量が多くなるほど高温（例えば、Ｂ含有量が５％の場合に８５０℃程度）になる傾向がある。但し、原料として使用するＢ粉末やＢ含有化合物粉末の粒子径が小さいほど、低温の溶解温度で制御することができる。
【００３１】
一方、保持時間に関しては、長時間になるほどＢ含有化合物が成長し易くなって微細粒子の分散状態を悪化させる傾向があるが、実際の操業に際しては、昇温時間、成分調整、脱ガス等の処理のためにある程度の保持時間が必要になってくる。こうした観点からして、保持時間は３０分以内に収めることが好ましい。
【００３２】
上記の様な製造条件下において、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物を、Ｂを含有する化合物中の８０％以上となる様に制御するには、原料粉末の段階で予めＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の形態にしたものをＡｌ合金溶湯（またはＡｌ溶湯）に添加する場合にはその段階で調整すれば良いが、Ａｌ合金溶湯にＢを添加してＢ含有化合物を生成させる場合には、ＢがＡｌに固溶する温度にまで上げ（例えば、１２００〜１３００℃程度）、その冷却過程で晶出させることで生成させれば良い。
【００３３】
本発明のホウ素含有Ａｌ合金においては、基本成分としてＢを含有するものであり、他の成分については特に限定されるものではないが、本発明で適用できるＡｌ合金成分系としては上記（ａ）〜（ｇ）に示した各成分系（１０００〜７０００系の各組成）のものが挙げられる。いずれの成分系においても、Ｂを含有しない場合に比べて強度や剛性率を１０％程度高くすることができる。これらの成分系における各元素の好ましい範囲設定理由は下記の通りである。
【００３４】
（ａ）１０００系組成［Ｂの他にＦｅ：２％以下（０％を含む）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含む）を含有］
１０００系組成においては、ＦｅやＳｉはＡｌ合金中でＡｌ−Ｆｅ系化合物［例えば、Ａｌ13ＦｅやＡｌmＦｅ（但し、ｍは正の整数）等］またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物（例えば、α―ＡｌＦｅＳｉ等）の種々の晶出物や析出物を形成し、結晶粒の微細化を図って強度を高めたり、加工性（圧延、押し出し、引き抜く）を高める作用を発揮する。また、ＦｅやＳｉ含有させることによって、硬度や成形性を高めることができる他、Ｓｉの含有によって耐食性をも向上させることができる。但し、ＦｅやＳｉは、電気伝導性や熱伝導性を高めるという点からすれば、これらの成分の含有量をできるだけ少なくしてＡｌの純度を高めることが好ましい。これらの観点から、ＦｅやＳｉは、いずれも２％以下まで含有させることができる。
【００３５】
（ｂ）２０００系組成（Ｂの他にＣｕ：１．５〜７％を含有）
２０００系組成において、Ｃｕは時効析出することによって、硬化や強度の上昇に寄与する元素である。即ち、Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金において、Ｃｕはα→ＧＰゾーン→θ’-ＣｕＡl2相→θ-ＣｕＡｌ2相という一連の析出過程において、θ-ＣｕＡｌ2相およびその中間層であるＧＰゾーンやθ’-ＣｕＡｌ2相を形成し、硬化や強度上昇効果を発揮する。このような作用を有効に発揮させるためいは、Ｃｕ含有量は１．５％以上とするのが良い。Ｃｕ含有量のより好ましい下限は１．６％程度であり、更に好ましくは１．７％以上とするのが良い。一方、Ｃｕ含有量が過剰になって、７％を超えると粗大な析出物を形成して脆くなってしまう。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は６．９％程度であり、更に好ましくは６．８％以下とするのが良い。
【００３６】
この２０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効である。
【００３７】
このうち、ＭｇはＡｌ2ＣｕＭｇやＡｌ16ＣｕＭｇ4等の化合物が時効析出することによって、強度や硬度の上昇に寄与する効果を発揮する。特に、Ｃｕ量が少ない範囲では、Ｍｇによる硬化作用が支配的になってくる。しかしながら、Ｍｇの含有量が１．８％を超えると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚Ｍｇのより好ましい上限は１．７％程度である。
【００３８】
また、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、結晶粒を微細化して強度、延性および靭性等を向上させる元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるにつれて大きくなるが、含有量が過剰になって上記の範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、これらのより好ましい上限は、Ｍｎ：１．１％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００３９】
更に、Ｚｎは強度の向上に寄与するが、その含有量が過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系か化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、Ｚｎ含有量のより好ましい上限は０．４％である。
【００４０】
この２０００系組成には、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効である。これらを含有することによって、前記１０００系組成と同様の効果が得られる。特に、Ａｌ合金がＭｇを含む場合には、Ｓｉの含有によって、Ｍｇ2Ｓｉ等の時効析出物を形成し、硬度上昇に寄与することになる。
【００４１】
（ｃ）３０００系組成（Ｂの他にＭｎ：０．３〜２％を含有）
３０００系組成において、Ｍｎは固溶硬化作用および加工硬化作用を発揮し、強度の上昇に寄与する元素である。こうした作用を発揮させるためには、０．３％以上含有させるのが良く、より好ましくは０．４％以上含有させるのが良い。しかしながら、２％を超えて含有させると粗大な析出物を形成して脆くなってしまう。尚、Ｍｎ含有量より好ましい上限は１．９％程度であり、更に好ましくは１．８％以下にするのが良い。
【００４２】
この３０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効である。
【００４３】
このうち、Ｍｇは固溶強化して硬化に寄与するのに有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、Ｍｇ含有量が１．８％を超えると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚、Ｍｇのより好ましい上限は、１．７％程度である。
【００４４】
またＣｕはＡｌ2ＣｕやＡｌ2ＣｕＭｇ等を形成して硬化に寄与する寄与する元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になって０．６％を超えるとＡｌ2ＣｕＭｇが粗大になって脆くなる。尚、Ｃｕのより好ましい上限は、０．５％程度である。
【００４５】
Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、結晶粒を微細化して強度、延性および靭性等を向上させる元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるにつれて大きくなるが、含有量が過剰になって上記の範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、これらのより好ましい上限は、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００４６】
Ｚｎは強度の向上に寄与するが、その含有量が過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、Ｚｎ含有量のより好ましい上限は０．４％である。
【００４７】
この３０００系組成においても、上記２０００系組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００４８】
（ｄ）４０００系組成（Ｂの他に、Ｓｉ：２〜１６％を含有）
４０００系組成において、Ｓｉは初晶Ｓｉおよび共晶Ｓｉを形成して強度を増大させ、且つ耐食性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、２％以上含有させるのが良く、より好ましくは５％以上含有させるのが良い。しかしながら、１６％を超えて含有さると初晶Ｓｉが８０μｍ近くにまで過大に粗大化し、被削性や塑性加工性、および靭性、延性を阻害することになる。
【００４９】
この４０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１１％以下（０％を含まない），Ｃｕ：５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．６％（０％を含まない），Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効である。
【００５０】
このうちＭｇは、固溶強化、析出強化に寄与し、強度および硬度を向上させるのに有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって１１％を超えると耐食性に悪影響が現れると共に、Ａｌ合金の鍛造性も劣化する。
【００５１】
Ｃｕは、固溶強化によって耐力および硬度を増大させ、時効処理によって耐摩耗性および疲労強度を改善するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって５％を超えると鍛造性や耐食性が劣化することになる。尚、上記効果を発揮させるためのＣｕのより好ましい下限は０，５％である。
【００５２】
Ｎｉは、析出物を形成し、その含有量の増加に伴って耐熱性および耐焼付き性の改善に有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．５％を超えると針状粗大析出物を多量が析出し、鍛造性、強度、靭性等が著しく低下することになる。
【００５３】
Ｍｎは、Ｆｅ析出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系析出物の形状を球状化且つ微細化して疲労強度を改善するのに有効な元素であるが、０．５％を超えて含有させても鍛造性および靭性を劣化させることになる。
【００５４】
Ｆｅは、Ｎｉと同様に析出物を形成して、その含有量の増加に伴って耐熱強度および耐焼付き性を改善するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって２％を超えると、組織の不均一が進行して延性や被削性が損なわれることになる。
【００５５】
（ｅ）５０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：２〜８％を含有）
５０００系組成においては、Ｍｇは固溶強化作用および加工硬化作用を発揮し、強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｍｇは２％以上含有させるのが良い。Ｍｇ含有量のより好ましい下限は３％であり、更に好ましくは４％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰になって８％を超えると延性が低下し、耳割れや表面割れ等を生じて圧延等の加工処理が困難になる。Ｍｇ含有量のより好ましい上限は７％程度であり、更に好ましくは６％以下とするのが良い。
【００５６】
この５０００系組成においては、必要によって、Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効であり、これらはいずれもＡｌ合金の機械的特性（強度、延性、靭性、硬度等）の向上に寄与する。
【００５７】
このうちＣｕは、Ａｌ2ＣｕＭｇを形成して硬化に寄与する。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．６％を超えるとＡｌ2ＣｕＭｇが粗大になって脆くなる。尚、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％程度である。
【００５８】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化して、強度や靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、夫々の含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。これらの元素のより好ましい上限は、Ｍｎ：０．９％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００５９】
更に、Ｚｎは強度の向上に寄与する元素であり、その効果は含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなる。尚、この５０００系組成において、Ｚｎのより好ましい上限は０．４％程度である。
【００６０】
またこの５０００系組成においても、上記２０００系組成や３０００系組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％未満（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％未満（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００６１】
（ｆ）６０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有）
６０００系組成においては、ＭｇおよびＳｉはＭｇ2Ｓｉを形成して硬化に寄与する。このような効果を発揮させるためには、夫々０．３％以上含有させるのが良く、これより少なくなると強度不足を招くことになる。しかしながら、いずれも１．５％を超えて過剰に含有されると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚、これらの元素のより好ましい下限は０．４％であり、更に好ましくは０．５％以上とするのが良い。またより好ましい上限は、１．４％であり、更に好ましくは１．３％以下とするのが良い。
【００６２】
この６０００系組成には、必要によってＣｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効であり、これらを含有させることによって上記５０００系組成と同様の効果が発揮される。
【００６３】
（ｇ）７０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：１〜４％およびＺｎ：０．８〜８％を含有）
７０００系組成において、ＭｇおよびＺｎは、Ｍｇ3Ｚｎ3Ａｌ2やＭｇＺｎ2若しくはこの準安定相であるη’層などの化合物を形成することによって硬化に寄与すると共に、強度向上作用を発揮するのに有効な元素である。即ち、これらの元素は、所定の熱処理（後記実施例参照）を施すと時効析出し、これによって４５０ＭＰａ以上の引張り強度が得られることになる。
【００６４】
こうした効果を発揮させるためには、Ｍｇで１％以上、Ｚｎで０．８％以上含有させることが好ましい。より好ましい下限はＭｇで１．１％、Ｚｎで０．９％であり、更に好ましくはＭｇで１．２％以上、Ｚｎで１．０％以上とするのが良い。しかしながら、これらの元素が過剰になってＭｇで４％、Ｚｎで８％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなるばかりか、耐応力腐食割れ性も低下することになる。より好ましい上限は、Ｍｇで３．９％、Ｚｎで７．９％、更に好ましくはＭｇで３．８％以下、Ｚｎで７．８％以下とするのが良い。
【００６５】
この７０００系組成においては、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効である。
【００６６】
このうちＣｕは、Ａｌ2ＣｕＭｇ2やＡｌ2Ｃｕ等の化合物を形成して硬化に寄与する。Ｃｕ含有量が３％以下であると、これらの化合物は固溶しているが、３％を超えると、時効硬化熱処理を行った際に高温での過飽和度が大きくなって，粗大な化合物が形成し易くなる。こうした観点から、Ｃｕを含有させるときには３％以下とするのが良く、より好ましいは２．９％以下とするのが良い。
【００６７】
一方、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上記５０００系組成の場合と同様に、結晶粒の微細化を達成して強度、靭性、延性等を向上させるのに有効な元素である。またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化して、強度や靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、夫々の含有量が増加するにつれた増大するが、過剰になって上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。これらの元素のより好ましい上限は、Ｍｎ：０．９％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００６８】
またこの７０００系組成においても、上記２０００系、３０００系、５０００系の各組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００６９】
本発明の各系のＡｌ合金においては、上記成分の他は実質的にＡｌからなるものである。ここで、「実質的にＡｌからなる」とは、Ａｌ以外にも微量成分を含み得ることを意味し、こうした成分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものである。こうした微量成分としては、Ｐ，Ｎａ，Ｓｂ，Ｓｒ，Ｎｉ等の許容成分や、Ｖ，Ｂｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｃｏ等の不可避不純物が挙げられる。
【００７０】
以下、実施例によって本発明の作用・効果をより具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００７１】
【実施例】
下記表１、２に示す各化学成分組成のＡｌ合金鋳塊を真空・溶解鋳造法によって作製した。このときＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズ分布の影響を確認するために、下記表３に示す粒子径のＢ含有原料を用いると共に、最高溶解温度および保持時間を調整し、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズを制御した。このとき、１３３．３Ｐａ以下のＡｒ雰囲気下で溶解し、真空中、インゴットケースで鋳造してインゴットとした。また、鋳造後の詳細な製造条件は、各合金系に応じて下記の様に変えて行った。
【００７２】
各Ａｌ合金の鋳造後の詳細な製造条件
（１）Ｎｏ．１〜１４（１０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５４０℃）し、更に熱間圧延を開始温度５４０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。
（２）Ｎｏ．１５〜１８（２０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４９０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度４５０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）を施した。
（３）Ｎｏ．１９〜２２（３０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５７０℃、１０時間）し、更に熱間圧延を開始温度５７０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、焼鈍処理（２００℃で１時間）を施した。
（４）Ｎｏ．２３〜２６（４０００系組成）
鋳造して押し出し用ビレットを作製し、４２０℃で１時間加熱し、外径：６０ｍｍの丸棒に押し出した後、４８０℃で１時間加熱後、水冷して焼き入れした。その後、更に１７０〜１８０℃にて６時間の焼戻しを行なった。
（５）Ｎｏ．２７〜３０（５０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４９０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度５００℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１５０℃で２時間の安定化処理）を施した。
（６）Ｎｏ．３１〜３４（６０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５５０℃、８時間）し、更に熱間圧延を開始温度５００℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した。
（７）Ｎｏ．３５〜３８（７０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４８０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度４８０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した。
【００７３】
【表１】
【００７４】
【表２】
【００７５】
【表３】
【００７６】
得られたＡｌ基合金板材について、下記の項目について調査した。
【００７７】
［Ｂ含有化合物の評価方法］
（試料調整）
上記により得られたアルミニウム合金板をエミリー紙で約０．０５〜０．１ｍｍまで研磨した後、３μｍおよび１μｍ粗さのバフ研磨を行った。ここで、バフ研磨液にはＯＰＵ（ストルアス社製）を用いた。この様にして調製した板試料を用いて、下記の化合物分散状態の観察およびＡｌ合金の特性評価を行った。
【００７８】
（Ｂ含有化合物の形態の確認）
Ｘ線回折法によって化合物の形態（ＡｌＢ2型）の存在を確認した。
【００７９】
（金属間化合物の分散度）
電界放出型走査電子顕微鏡（「Ｓ４５００型ＦＥ−ＳＥＭ」：日立製作所製）を用いて、１０００倍で、約１００μｍ×１００μｍ程度の視野で観察した。このとき、反射電子による観察を行うと、各金属間化合物が明瞭に観察できるので好ましく、これによって約０．０５μｍレベル以上の金属間化合物の存在状態を観察することができる。
【００８０】
（Ｂ含有化合物の同定）
上記電界放出型走査電子顕微鏡に付随のＳＥＭ−ＥＤＸ（「ＥＭＡＸ−７０００型ＥＤＸ」：ＨＯＲＩＢＡ製作所製）を用いて、化合物中のＢの存在を確認した。
【００８１】
（Ｂ含有化合物のサイズ、分布、個数割合の解析）
上記の様にして観察されたＢ含有化合物分布の画像を用いて、画像解析にて評価した。このときの画像解析のソフトウェアには「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製）を用いた。そのサイズは、数０．０１μｍレベルから数μｍまで様々であるが、本発明によって制御した合金の特徴を定量的に規定できる範囲として、最小平均サイズが０．０５μｍ以上の化合物を対象に解析を行った。従って、本発明で規定するＢ含有化合物の分散度は、上記電界放出型走査電子顕微鏡で観察できるサイズ以上の化合物を対象とするものである。
【００８２】
（強度、伸び、剛性率の測定）
最終的に加工した板または押し出し材から、引張り試験片（ＪＩＳ１３号試験片）を切り出し、引張り試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行なうことにより、室温強度、および伸びを測定した。また、引張り試験から、弾性係数（剛性率）を測定した。
【００８３】
（線膨張係数の測定）
圧縮荷重試験法によって、室温、５０〜３００℃（５０℃間隔）で測定し、線膨張係数を評価した。
【００８４】
（耐摩耗性の評価方法）
大越式回転円盤による試験によって評価した。この試験は、回転する円盤（相手材）の側面で所定の荷重Ｐを負荷しつつ試験片表面を摩擦し、その比摩耗量で耐摩耗性を評価するものである。このときの条件は、下記の通りである。
相手材：鋳鉄
荷重Ｐ：２．１ｋｇ
摩擦速度Ｖ：０．１ｍ／ｓ
【００８５】
このようにして得られた結果を下記表４、５に一括して示すが、この結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するホウ素含有Ａｌ合金（Ｎｏ．１〜４，１２，１３，１５，１６，１９，２０，２３，２４，２７，２８，３１，３２，３５，３６）は、いずれも各種機械的特性が改善されていることが分かる。これに対して本発明で規定する要件のいずれかを欠くＡｌ合金（Ｎｏ．５〜１１，１４，１７，１８，２１，２２，２５，２６，２９，３０，３３，３４，３７，３８）では、いずれかの特性が改善されていないことが分かる。
【００８６】
【表４】
【００８７】
【表５】
【００８８】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、各種機械的特性が著しく改善された高剛性Ａｌ合金が実現でき、こうした高剛性Ａｌ合金は、従来の鉄系材料に代わって、自動車のエンジン部品や各種摺動部品として適用でき、軽量化と性能向上に極めて有用である。しかも、本発明のＡｌ合金は、原料が安価で生産性に優れた溶解鋳造法によっても製造できるので、粉末冶金法によって得られたＡｌ合金に比べて極めて低コストで製造することができるという利点もある。
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた強度、靭性および耐磨耗性を発揮すると共に、剛性率の向上を図ることのできるＡｌ合金に関するものであり、殊にこれらの特性が要求される自動車部品の素材として有用なＢ含有Ａｌ合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境保全や燃費向上という観点から自動車の軽量化が進められており、その一環として自動車用部品の素材に鉄系材料からＡｌ合金材料への移行が行われつつある。しかしながら、一般的なＡｌ合金では、鉄系材料に比べて機械的特性に劣る傾向がある。即ち、自動車用部品には、強度、靭性および耐摩耗性等の機械的特性に優れていることは勿論のこと、軽量化および小型化という観点から高い剛性率（応力／歪比）も要求されるのであるが、通常のＡｌ合金ではこれらの特性が十分ではないという問題がある。
【０００３】
こうしたことから、自動車用部品として使用されるＡｌ合金としては、通常Ｓｉを比較的多く含有させることによって上記各特性を満足させることが行われている。即ち、Ａｌ−Ｓｉ系合金では、Ｓｉを含有させることによって、熱膨張率の低下や剛性率の向上が図れると共に、優れた耐摩耗性が発揮できるといわれている。こうしたＡｌ−Ｓｉ系Ａｌ合金としては、Ａ４０３２ＦＤ（ＪＩＳ Ｈ４１４０）等の鍛造用Ａｌ合金やＡＣ８ＡおよびＡＣ９Ｂ（ＪＩＳ Ｈ５２０２）等の鋳物用Ａｌ合金の他、粉末冶金法によるＡｌ−Ｓｉ合金等が知られている（例えば、特開平６−１５８２１１号）。しかしながら、これらのＡｌ−Ｓｉ系Ａｌ合金では、いずれも下記の様な問題を有しており、自動車用部品の素材として特性的に十分とは言えないのが実状である。
【０００４】
上記各Ａｌ合金のうち、Ａ４０３２ＦＤやＡＣ８Ａでは、１１〜１３％程度のＳｉの含有によって、耐熱性や強度の点では優れたものとなるのであるが、上記程度のＳｉの含有では耐摩耗性の点で依然として十分ではない。また、上記ＡＣ９Ｂでは、１８〜２０％程度のＳｉを含むものであり、優れた耐摩耗性を発揮するものであるが、初晶Ｓｉ粒子が粗大化することに起因して、切削工具が早期に摩耗して被削性の点で劣り、しかも塑性加工性や靭性が却って劣るという問題がある。
【０００５】
こうした問題を解決する為に、例えば特開平６−２９３９３３号の様な技術も提案されている。この技術では、合金組成の最適化と共に、合金組織における初晶Ｓｉおよび共晶Ｓｉ並びにＳｉ析出物の粒径や分布を制御することによって、溶解鋳造法によって得られるＡｌ合金の耐磨耗性、被削性および塑性加工性を大幅に改善すると共に、優れた強度、靭性および延性を発揮させるものである。しかしながら、こうしたＡｌ合金を溶解鋳造法で得るには、その製造条件での制約が多く、上記の様な御を安定的に行なうことは困難である。
【０００６】
また、上記技術では、初晶Ｓｉの粗大化を防止する為にＰを含有させたり、共晶Ｓｉの微細化を図るためにＮａ，ＳｂおよびＳｒ等の成長抑制元素を含有させることも示されているが、これらの合金元素は基本的にＡｌ合金の強度劣化を招くものであり、これらの合金成分の含有はＡｌ合金の機械的特性を却って劣化させることになる。更に、上記技術では、Ｓｉ含有化合物の形態を制御することによってＡｌ合金の特性を発揮させるものであるが、Ｓｉ含有化合物は高温保持時に再固溶および成長し易く、またその化合物のサイズが変動し易く、安定的に上記特性を発揮させることができないという欠点がある。
【０００７】
一方、粉末冶金法によって製造されたＡｌ合金では、固溶限以上の多量のＳｉを含有できるばかりでなく、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｇ等の合金元素も広い範囲で含有でき、しかも初晶Ｓｉを溶解鋳造法に比べて非常に小さくできるので、耐熱強度や耐摩耗性を著しく向上できるという利点を有している。しかしながら、粉末冶金法では原料粉末が高コストであると共に、その製造工程が多いものであるので溶解鋳造法に比べて生産性が低いものとなる。
【０００８】
また粉末冶金法を適用した技術として、Ｓｉの代わりに窒素化合物を含有させたＡｌ基複合材料も提案されており（例えば、特開平６−５７３６３号）、この複合材料では剛性率の面では優れた特性を発揮するといえるが、粉末冶金法を適用することによるコスト面や生産面での不利は避けられず、しかもマトリックス成分にも焼結助剤を混合しなければならない（Ｍｇ，Ｚｎ，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇなど）という制約があって汎用性が低く、極く限られた用途でしか使用できないという問題がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、低コストで生産性に優れた溶解鋳造法によっても製造することができ、強度、靭性および耐摩耗性等の機械的特性に優れていることは勿論のこと、高い剛性率を発揮すると共に塑性加工性をも向上したＡｌ合金を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた本発明のホウ素含有Ａｌ合金とは、Ｂ：１．５超〜２０％を含有すると共に、結晶構造がＡｌＢ2型であるＢ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下であり、且つ該化合物のうちサイズが５０μｍ以下のものがＡｌＢ2型Ｂ含有化合物全体に対する個数割合で５０％以上を占めるものであり、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物が、Ｂを含有する全化合物に対する個数割合で８０％以上を占めるものである点に要旨を有するものである。
【００１１】
本発明のホウ素含有Ａｌ合金においては、基本成分としてＢを含有するものであり、他の成分については特に限定されるものではないが、本発明で適用できるＡｌ合金成分系としては下記（ａ）〜（ｇ）の各種のものが好ましく、いずれもＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の分布状態を適切に制御することによって、各種機械的特性を向上させることができる。
【００１２】
（ａ）Ｂの他に、Ｆｅ：２％以下（０％を含む）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含む）を含有し（以下、「１０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１３】
（ｂ）Ｂの他に、Ｃｕ：１．５〜７％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「２０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１４】
（ｃ）Ｂの他に、Ｍｎ：０．３〜２％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「３０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１５】
（ｄ）Ｂの他に、Ｓｉ：２〜１６％を含有し、必要によって、(i)Ｍｇ：１１％以下（０％を含まない），Ｃｕ：５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し（以下、「４０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１６】
（ｅ）Ｂの他に、Ｍｇ：２〜８％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「５０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１７】
（ｆ）Ｂの他に、Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し（以下、「６０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１８】
（ｇ）Ｂの他に、Ｍｇ：１〜４％およびＺｎ：０．８〜８％を含有し、必要によって、(i)Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上や、(ii)Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有し（以下、「７０００系組成」と呼ぶ）、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるＡ１合金。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、各種機械的特性を改善したＡｌ合金の実現を目指して、これまでの既成概念に捕われることなく、様々な角度から検討した。その結果、適切な量のＢを含有させると共に、結晶構造がＡｌＢ2型であるＢ含有化合物（以下、単に「ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物」と呼ぶことがある）の平均サイズや所定サイズのＢ含有化合物の分布割合を適切に制御してやれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００２０】
本発明によれば、成分系の制約を受けることなく、剛性率を上げることが可能になるばかりでなく、通常の溶解鋳造法によっても、化合物サイズと形態の制御が容易に行うことができ、これによって強度、靭性および耐摩耗性等の他、被削性および塑性加工性をも向上したＡｌ合金が生産性良く製造できるのである。
【００２１】
本発明のＡｌ合金では、上述の如く適切な量のＢを含有させると共に、Ｂを含有する化合物のうち特にＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の平均サイズや所定サイズのＢ含有化合物の分布割合を適切に制御するものであるが、まずこれらを規定した理由について説明する。
【００２２】
Ｂ：１．５超〜２０％
Ｂは、Ｂ含有化合物（特にＡｌＢ2型Ｂ含有化合物）を形成することによって、Ａｌ合金の剛性率を高めると共に、強度や耐摩耗性を高めるのに有効な元素である。また、こうしたＢ含有化合物は、高温保持中においてもサイズ変化が認められず、高温保持中の剛性率安定化という効果も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、１．５％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって２０％を超えると、硬くなり過ぎて被削性や塑性加工性が劣化する。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は２％程度であり、好ましい上限は１９％程度である。
【００２３】
ＡｌＢ 2 型Ｂ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下
ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、非常に硬い化合物であるので、少量の分散でＡｌ合金の強度や剛性率を向上させるのに有効な成分である。例えば、ＡｌＢ2の硬さはビッカース硬度Ｈｖで１５００〜２０００程度であり、Ｓｉ相（Ｈｖ８７０〜１３５０）に比べて強度や剛性率が高いものとなる。また、このＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、高温保持中においてもサイズ変化が認められない安定な化合物なので、Ａｌ合金の熱膨張率の低下という効果をもたらすことになる。これらの効果によって、Ｓｉを多量に含有させずとも、希望する機械的特性が発揮させることができるばかりか、通常の溶解鋳造法においてもＢ含有化合物の形態制御が可能になる。
【００２４】
そして、上記の効果を発揮させるためには、上記Ｂ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下である必要がある。即ち、このＢ含有化合物の平均サイズが２００μｍを超えると、上記に機械的特性（特に、延性や剛性率）が却って劣化することになる。尚、上記Ｂ含有化合物の形態は、塊状、針状あるいは板状等、様々であるが、本発明における「Ｂ含有化合物の平均サイズ」とは、板厚方向や板幅方向にかかわらず、その最長の寸法の平均値の意味である。
【００２５】
サイズが５０μｍ以下のものが、ＡｌＢ 2 型Ｂ含有化合物全体に対する個数割
合で５０％以上
本発明のＡｌ合金において、高い剛性率を確保するためには、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズ分布は微細分状態であることが必要である。こうした観点から、サイズが５０μｍ以下のＡｌＢ2型Ｂ含有化合物が、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物全体に対する個数割合で５０％以上とする必要がある。即ち、この個数割合が、５０％未満になると、Ｂ含有化合物が均一に分散しておらず（Ｂ含有化合物の希薄なマトリックス領域が増加する）、剛性率向上効果が表われない。
【００２６】
本発明では、形態制御の対象とするＢ含有化合物をＡｌＢ2型とするものであるが、その理由は次の通りである。Ａｌ合金中のＢ含有化合物としては、ＡｌＢ2、ＡｌＢ12、ＴｉＢ2、ＣｒＢ、ＦｅＢ、Ｂ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ等、様々なものが生成することが予想されるが、このうちＴｉＢ2、ＣｒＢ、ＦｅＢ、Ｂ2Ｏ3、Ｂ4Ｃ等では通常の溶解鋳造法によっては、凝集し易くなって好ましくなく、またＡｌＢ12は粗大化合物であり、被削性や塑性加工性を却って劣化させることになる。これに対して、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物であれば上記した要件を満足することによって、他の要因に影響されることなく上記効果が発揮されることになる。
【００２７】
本発明における「ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物」とは、上記のＡｌＢ2は勿論のこと、結晶構造が同じＡｌＢ2型であれば、その効果を発揮するので、この化合物にＭｇ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｃｒ等の成分を所定量含有するものも（例えば、０．０１〜３０原子％程度）含まれるものである。また、上記効果を発揮させるためには、上記の様なＡｌＢ2型Ｂ含有化合物は、Ｂ含有化合物中の８０％以上となる様に制御することが好ましい。
【００２８】
本発明のＡｌ合金は、基本的に溶解鋳造法（連続鋳造、半連続鋳造）によって製造することを想定したものであるが、粉末冶金法によって製造することもでき、いずれの方法によっても鋳物、圧延材、押し出し材として有効に利用できるＡｌ合金材料が得られる。但し、溶解鋳造法の方が、製造工程数や製造コストの面で有利であり、またその後の圧延、押し出し加工、熱処理等によってアルミマトリックス合金の組成や固溶状態、析出状態を制御でき、総合的な特性改善という上で好ましい。
【００２９】
本発明におけるＢ含有化合物は、Ａｌ合金溶湯にＢを添加して生成したものの他、原料粉末の段階で予めＢ含有化合物の形態にしたものをＡｌ合金溶湯（またはＡｌ溶湯）に添加したものでも良く、その由来に限定されない。また、Ｂ含有化合物のサイズは、原料中のＢ粉末粒子のサイズ、或は予め化合物の形態にした原料粉末のサイズや、最高溶解温度（即ち、Ｂ含有化合物の溶解保持温度）や保持時間等（溶解鋳造法の場合）を調整することによって制御することができる。
【００３０】
上記最高溶解温度は、Ｂ含有化合物を再固溶させて微細化させる上で重要な要件である。この溶解温度の最適な範囲はＢ含有量によって変わり、一概には規定できないが、一般的にはＢ含有量が多くなるほど高温（例えば、Ｂ含有量が５％の場合に８５０℃程度）になる傾向がある。但し、原料として使用するＢ粉末やＢ含有化合物粉末の粒子径が小さいほど、低温の溶解温度で制御することができる。
【００３１】
一方、保持時間に関しては、長時間になるほどＢ含有化合物が成長し易くなって微細粒子の分散状態を悪化させる傾向があるが、実際の操業に際しては、昇温時間、成分調整、脱ガス等の処理のためにある程度の保持時間が必要になってくる。こうした観点からして、保持時間は３０分以内に収めることが好ましい。
【００３２】
上記の様な製造条件下において、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物を、Ｂを含有する化合物中の８０％以上となる様に制御するには、原料粉末の段階で予めＡｌＢ2型Ｂ含有化合物の形態にしたものをＡｌ合金溶湯（またはＡｌ溶湯）に添加する場合にはその段階で調整すれば良いが、Ａｌ合金溶湯にＢを添加してＢ含有化合物を生成させる場合には、ＢがＡｌに固溶する温度にまで上げ（例えば、１２００〜１３００℃程度）、その冷却過程で晶出させることで生成させれば良い。
【００３３】
本発明のホウ素含有Ａｌ合金においては、基本成分としてＢを含有するものであり、他の成分については特に限定されるものではないが、本発明で適用できるＡｌ合金成分系としては上記（ａ）〜（ｇ）に示した各成分系（１０００〜７０００系の各組成）のものが挙げられる。いずれの成分系においても、Ｂを含有しない場合に比べて強度や剛性率を１０％程度高くすることができる。これらの成分系における各元素の好ましい範囲設定理由は下記の通りである。
【００３４】
（ａ）１０００系組成［Ｂの他にＦｅ：２％以下（０％を含む）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含む）を含有］
１０００系組成においては、ＦｅやＳｉはＡｌ合金中でＡｌ−Ｆｅ系化合物［例えば、Ａｌ13ＦｅやＡｌmＦｅ（但し、ｍは正の整数）等］またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物（例えば、α―ＡｌＦｅＳｉ等）の種々の晶出物や析出物を形成し、結晶粒の微細化を図って強度を高めたり、加工性（圧延、押し出し、引き抜く）を高める作用を発揮する。また、ＦｅやＳｉ含有させることによって、硬度や成形性を高めることができる他、Ｓｉの含有によって耐食性をも向上させることができる。但し、ＦｅやＳｉは、電気伝導性や熱伝導性を高めるという点からすれば、これらの成分の含有量をできるだけ少なくしてＡｌの純度を高めることが好ましい。これらの観点から、ＦｅやＳｉは、いずれも２％以下まで含有させることができる。
【００３５】
（ｂ）２０００系組成（Ｂの他にＣｕ：１．５〜７％を含有）
２０００系組成において、Ｃｕは時効析出することによって、硬化や強度の上昇に寄与する元素である。即ち、Ａｌ−Ｃｕ系Ａｌ合金において、Ｃｕはα→ＧＰゾーン→θ’-ＣｕＡl2相→θ-ＣｕＡｌ2相という一連の析出過程において、θ-ＣｕＡｌ2相およびその中間層であるＧＰゾーンやθ’-ＣｕＡｌ2相を形成し、硬化や強度上昇効果を発揮する。このような作用を有効に発揮させるためいは、Ｃｕ含有量は１．５％以上とするのが良い。Ｃｕ含有量のより好ましい下限は１．６％程度であり、更に好ましくは１．７％以上とするのが良い。一方、Ｃｕ含有量が過剰になって、７％を超えると粗大な析出物を形成して脆くなってしまう。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は６．９％程度であり、更に好ましくは６．８％以下とするのが良い。
【００３６】
この２０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効である。
【００３７】
このうち、ＭｇはＡｌ2ＣｕＭｇやＡｌ16ＣｕＭｇ4等の化合物が時効析出することによって、強度や硬度の上昇に寄与する効果を発揮する。特に、Ｃｕ量が少ない範囲では、Ｍｇによる硬化作用が支配的になってくる。しかしながら、Ｍｇの含有量が１．８％を超えると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚Ｍｇのより好ましい上限は１．７％程度である。
【００３８】
また、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、結晶粒を微細化して強度、延性および靭性等を向上させる元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるにつれて大きくなるが、含有量が過剰になって上記の範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、これらのより好ましい上限は、Ｍｎ：１．１％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００３９】
更に、Ｚｎは強度の向上に寄与するが、その含有量が過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系か化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、Ｚｎ含有量のより好ましい上限は０．４％である。
【００４０】
この２０００系組成には、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効である。これらを含有することによって、前記１０００系組成と同様の効果が得られる。特に、Ａｌ合金がＭｇを含む場合には、Ｓｉの含有によって、Ｍｇ2Ｓｉ等の時効析出物を形成し、硬度上昇に寄与することになる。
【００４１】
（ｃ）３０００系組成（Ｂの他にＭｎ：０．３〜２％を含有）
３０００系組成において、Ｍｎは固溶硬化作用および加工硬化作用を発揮し、強度の上昇に寄与する元素である。こうした作用を発揮させるためには、０．３％以上含有させるのが良く、より好ましくは０．４％以上含有させるのが良い。しかしながら、２％を超えて含有させると粗大な析出物を形成して脆くなってしまう。尚、Ｍｎ含有量より好ましい上限は１．９％程度であり、更に好ましくは１．８％以下にするのが良い。
【００４２】
この３０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効である。
【００４３】
このうち、Ｍｇは固溶強化して硬化に寄与するのに有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、Ｍｇ含有量が１．８％を超えると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚、Ｍｇのより好ましい上限は、１．７％程度である。
【００４４】
またＣｕはＡｌ2ＣｕやＡｌ2ＣｕＭｇ等を形成して硬化に寄与する寄与する元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になって０．６％を超えるとＡｌ2ＣｕＭｇが粗大になって脆くなる。尚、Ｃｕのより好ましい上限は、０．５％程度である。
【００４５】
Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、結晶粒を微細化して強度、延性および靭性等を向上させる元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるにつれて大きくなるが、含有量が過剰になって上記の範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、これらのより好ましい上限は、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００４６】
Ｚｎは強度の向上に寄与するが、その含有量が過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなってしまう。尚、Ｚｎ含有量のより好ましい上限は０．４％である。
【００４７】
この３０００系組成においても、上記２０００系組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００４８】
（ｄ）４０００系組成（Ｂの他に、Ｓｉ：２〜１６％を含有）
４０００系組成において、Ｓｉは初晶Ｓｉおよび共晶Ｓｉを形成して強度を増大させ、且つ耐食性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、２％以上含有させるのが良く、より好ましくは５％以上含有させるのが良い。しかしながら、１６％を超えて含有さると初晶Ｓｉが８０μｍ近くにまで過大に粗大化し、被削性や塑性加工性、および靭性、延性を阻害することになる。
【００４９】
この４０００系組成においては、必要によって、Ｍｇ：１１％以下（０％を含まない），Ｃｕ：５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．６％（０％を含まない），Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効である。
【００５０】
このうちＭｇは、固溶強化、析出強化に寄与し、強度および硬度を向上させるのに有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって１１％を超えると耐食性に悪影響が現れると共に、Ａｌ合金の鍛造性も劣化する。
【００５１】
Ｃｕは、固溶強化によって耐力および硬度を増大させ、時効処理によって耐摩耗性および疲労強度を改善するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって５％を超えると鍛造性や耐食性が劣化することになる。尚、上記効果を発揮させるためのＣｕのより好ましい下限は０，５％である。
【００５２】
Ｎｉは、析出物を形成し、その含有量の増加に伴って耐熱性および耐焼付き性の改善に有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．５％を超えると針状粗大析出物を多量が析出し、鍛造性、強度、靭性等が著しく低下することになる。
【００５３】
Ｍｎは、Ｆｅ析出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系析出物の形状を球状化且つ微細化して疲労強度を改善するのに有効な元素であるが、０．５％を超えて含有させても鍛造性および靭性を劣化させることになる。
【００５４】
Ｆｅは、Ｎｉと同様に析出物を形成して、その含有量の増加に伴って耐熱強度および耐焼付き性を改善するのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって２％を超えると、組織の不均一が進行して延性や被削性が損なわれることになる。
【００５５】
（ｅ）５０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：２〜８％を含有）
５０００系組成においては、Ｍｇは固溶強化作用および加工硬化作用を発揮し、強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｍｇは２％以上含有させるのが良い。Ｍｇ含有量のより好ましい下限は３％であり、更に好ましくは４％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰になって８％を超えると延性が低下し、耳割れや表面割れ等を生じて圧延等の加工処理が困難になる。Ｍｇ含有量のより好ましい上限は７％程度であり、更に好ましくは６％以下とするのが良い。
【００５６】
この５０００系組成においては、必要によって、Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効であり、これらはいずれもＡｌ合金の機械的特性（強度、延性、靭性、硬度等）の向上に寄与する。
【００５７】
このうちＣｕは、Ａｌ2ＣｕＭｇを形成して硬化に寄与する。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．６％を超えるとＡｌ2ＣｕＭｇが粗大になって脆くなる。尚、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５％程度である。
【００５８】
またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化して、強度や靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、夫々の含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。これらの元素のより好ましい上限は、Ｍｎ：０．９％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００５９】
更に、Ｚｎは強度の向上に寄与する元素であり、その効果は含有量が増加するにつれて増大するが、過剰になって０．５％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなる。尚、この５０００系組成において、Ｚｎのより好ましい上限は０．４％程度である。
【００６０】
またこの５０００系組成においても、上記２０００系組成や３０００系組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％未満（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％未満（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００６１】
（ｆ）６０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有）
６０００系組成においては、ＭｇおよびＳｉはＭｇ2Ｓｉを形成して硬化に寄与する。このような効果を発揮させるためには、夫々０．３％以上含有させるのが良く、これより少なくなると強度不足を招くことになる。しかしながら、いずれも１．５％を超えて過剰に含有されると、粗大な化合物が形成されて脆くなる。尚、これらの元素のより好ましい下限は０．４％であり、更に好ましくは０．５％以上とするのが良い。またより好ましい上限は、１．４％であり、更に好ましくは１．３％以下とするのが良い。
【００６２】
この６０００系組成には、必要によってＣｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有効であり、これらを含有させることによって上記５０００系組成と同様の効果が発揮される。
【００６３】
（ｇ）７０００系組成（Ｂの他に、Ｍｇ：１〜４％およびＺｎ：０．８〜８％を含有）
７０００系組成において、ＭｇおよびＺｎは、Ｍｇ3Ｚｎ3Ａｌ2やＭｇＺｎ2若しくはこの準安定相であるη’層などの化合物を形成することによって硬化に寄与すると共に、強度向上作用を発揮するのに有効な元素である。即ち、これらの元素は、所定の熱処理（後記実施例参照）を施すと時効析出し、これによって４５０ＭＰａ以上の引張り強度が得られることになる。
【００６４】
こうした効果を発揮させるためには、Ｍｇで１％以上、Ｚｎで０．８％以上含有させることが好ましい。より好ましい下限はＭｇで１．１％、Ｚｎで０．９％であり、更に好ましくはＭｇで１．２％以上、Ｚｎで１．０％以上とするのが良い。しかしながら、これらの元素が過剰になってＭｇで４％、Ｚｎで８％を超えると、粗大なＡｌ−Ｚｎ系化合物が形成されて脆くなるばかりか、耐応力腐食割れ性も低下することになる。より好ましい上限は、Ｍｇで３．９％、Ｚｎで７．９％、更に好ましくはＭｇで３．８％以下、Ｚｎで７．８％以下とするのが良い。
【００６５】
この７０００系組成においては、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有させることも有効である。
【００６６】
このうちＣｕは、Ａｌ2ＣｕＭｇ2やＡｌ2Ｃｕ等の化合物を形成して硬化に寄与する。Ｃｕ含有量が３％以下であると、これらの化合物は固溶しているが、３％を超えると、時効硬化熱処理を行った際に高温での過飽和度が大きくなって，粗大な化合物が形成し易くなる。こうした観点から、Ｃｕを含有させるときには３％以下とするのが良く、より好ましいは２．９％以下とするのが良い。
【００６７】
一方、Ｍｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは、上記５０００系組成の場合と同様に、結晶粒の微細化を達成して強度、靭性、延性等を向上させるのに有効な元素である。またＭｎ，Ｃｒ，ＺｒおよびＴｉは結晶粒を微細化して、強度や靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果は、夫々の含有量が増加するにつれた増大するが、過剰になって上記範囲を超えると粗大な化合物が形成されて脆くなる。これらの元素のより好ましい上限は、Ｍｎ：０．９％、Ｃｒ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｔｉ：０．２％である。
【００６８】
またこの７０００系組成においても、上記２０００系、３０００系、５０００系の各組成と同様に、必要によって、更にＦｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有することも有効であり、これらを含有することによって、前記２０００系組成と同様の効果が得られる。
【００６９】
本発明の各系のＡｌ合金においては、上記成分の他は実質的にＡｌからなるものである。ここで、「実質的にＡｌからなる」とは、Ａｌ以外にも微量成分を含み得ることを意味し、こうした成分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものである。こうした微量成分としては、Ｐ，Ｎａ，Ｓｂ，Ｓｒ，Ｎｉ等の許容成分や、Ｖ，Ｂｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｃｏ等の不可避不純物が挙げられる。
【００７０】
以下、実施例によって本発明の作用・効果をより具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００７１】
【実施例】
下記表１、２に示す各化学成分組成のＡｌ合金鋳塊を真空・溶解鋳造法によって作製した。このときＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズ分布の影響を確認するために、下記表３に示す粒子径のＢ含有原料を用いると共に、最高溶解温度および保持時間を調整し、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物のサイズを制御した。このとき、１３３．３Ｐａ以下のＡｒ雰囲気下で溶解し、真空中、インゴットケースで鋳造してインゴットとした。また、鋳造後の詳細な製造条件は、各合金系に応じて下記の様に変えて行った。
【００７２】
各Ａｌ合金の鋳造後の詳細な製造条件
（１）Ｎｏ．１〜１４（１０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５４０℃）し、更に熱間圧延を開始温度５４０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。
（２）Ｎｏ．１５〜１８（２０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４９０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度４５０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（５００℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で１０時間の時効処理）を施した。
（３）Ｎｏ．１９〜２２（３０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５７０℃、１０時間）し、更に熱間圧延を開始温度５７０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、焼鈍処理（２００℃で１時間）を施した。
（４）Ｎｏ．２３〜２６（４０００系組成）
鋳造して押し出し用ビレットを作製し、４２０℃で１時間加熱し、外径：６０ｍｍの丸棒に押し出した後、４８０℃で１時間加熱後、水冷して焼き入れした。その後、更に１７０〜１８０℃にて６時間の焼戻しを行なった。
（５）Ｎｏ．２７〜３０（５０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４９０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度５００℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ４処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１５０℃で２時間の安定化処理）を施した。
（６）Ｎｏ．３１〜３４（６０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（５５０℃、８時間）し、更に熱間圧延を開始温度５００℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（５３０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した。
（７）Ｎｏ．３５〜３８（７０００系組成）
上記インゴットを表面面削してから均熱処理（４８０℃、２４時間）し、更に熱間圧延を開始温度４８０℃で行ない、厚さ：１０ｍｍの板材を製造した。その後、Ｔ６処理（４８０℃で１時間の溶体化処理および１８０℃で２４時間の時効処理）を施した。
【００７３】
【表１】
【表２】
【表３】
得られたＡｌ基合金板材について、下記の項目について調査した。
【００７７】
［Ｂ含有化合物の評価方法］
（試料調整）
上記により得られたアルミニウム合金板をエミリー紙で約０．０５〜０．１ｍｍまで研磨した後、３μｍおよび１μｍ粗さのバフ研磨を行った。ここで、バフ研磨液にはＯＰＵ（ストルアス社製）を用いた。この様にして調製した板試料を用いて、下記の化合物分散状態の観察およびＡｌ合金の特性評価を行った。
【００７８】
（Ｂ含有化合物の形態の確認）
Ｘ線回折法によって化合物の形態（ＡｌＢ2型）の存在を確認した。
【００７９】
（金属間化合物の分散度）
電界放出型走査電子顕微鏡（「Ｓ４５００型ＦＥ−ＳＥＭ」：日立製作所製）を用いて、１０００倍で、約１００μｍ×１００μｍ程度の視野で観察した。このとき、反射電子による観察を行うと、各金属間化合物が明瞭に観察できるので好ましく、これによって約０．０５μｍレベル以上の金属間化合物の存在状態を観察することができる。
【００８０】
（Ｂ含有化合物の同定）
上記電界放出型走査電子顕微鏡に付随のＳＥＭ−ＥＤＸ（「ＥＭＡＸ−７０００型ＥＤＸ」：ＨＯＲＩＢＡ製作所製）を用いて、化合物中のＢの存在を確認した。
【００８１】
（Ｂ含有化合物のサイズ、分布、個数割合の解析）
上記の様にして観察されたＢ含有化合物分布の画像を用いて、画像解析にて評価した。このときの画像解析のソフトウェアには「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製）を用いた。そのサイズは、数０．０１μｍレベルから数μｍまで様々であるが、本発明によって制御した合金の特徴を定量的に規定できる範囲として、最小平均サイズが０．０５μｍ以上の化合物を対象に解析を行った。従って、本発明で規定するＢ含有化合物の分散度は、上記電界放出型走査電子顕微鏡で観察できるサイズ以上の化合物を対象とするものである。
【００８２】
（強度、伸び、剛性率の測定）
最終的に加工した板または押し出し材から、引張り試験片（ＪＩＳ１３号試験片）を切り出し、引張り試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行なうことにより、室温強度、および伸びを測定した。また、引張り試験から、弾性係数（剛性率）を測定した。
【００８３】
（線膨張係数の測定）
圧縮荷重試験法によって、室温、５０〜３００℃（５０℃間隔）で測定し、線膨張係数を評価した。
【００８４】
（耐摩耗性の評価方法）
大越式回転円盤による試験によって評価した。この試験は、回転する円盤（相手材）の側面で所定の荷重Ｐを負荷しつつ試験片表面を摩擦し、その比摩耗量で耐摩耗性を評価するものである。このときの条件は、下記の通りである。
相手材：鋳鉄
荷重Ｐ：２．１ｋｇ
摩擦速度Ｖ：０．１ｍ／ｓ
【００８５】
このようにして得られた結果を下記表４、５に一括して示すが、この結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するホウ素含有Ａｌ合金（Ｎｏ．１〜４，１２，１３，１５，１６，１９，２０，２３，２４，２７，２８，３１，３２，３５，３６）は、いずれも各種機械的特性が改善されていることが分かる。これに対して本発明で規定する要件のいずれかを欠くＡｌ合金（Ｎｏ．５〜１１，１４，１７，１８，２１，２２，２５，２６，２９，３０，３３，３４，３７，３８）では、いずれかの特性が改善されていないことが分かる。
【００８６】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、各種機械的特性が著しく改善された高剛性Ａｌ合金が実現でき、こうした高剛性Ａｌ合金は、従来の鉄系材料に代わって、自動車のエンジン部品や各種摺動部品として適用でき、軽量化と性能向上に極めて有用である。しかも、本発明のＡｌ合金は、原料が安価で生産性に優れた溶解鋳造法によっても製造できるので、粉末冶金法によって得られたＡｌ合金に比べて極めて低コストで製造することができるという利点もある。
Claims (18)
- Ｂ：１．５超〜２０％（質量％の意味、以下同じ）を含有すると共に、結晶構造がＡｌＢ2型であるＢ含有化合物の平均サイズが２００μｍ以下であり、且つ該化合物のうちサイズが５０μｍ以下のものがＡｌＢ2型Ｂ含有化合物全体に対する個数割合で５０％以上を占めるものであり、ＡｌＢ2型Ｂ含有化合物が、Ｂを含有する全化合物に対する個数割合で８０％以上を占めるものであることを特徴とするホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｆｅ：２％以下（０％を含む）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含む）を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- Ｃｕ：１．５〜７％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１．２％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項３に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- 更に、Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項３または４に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｍｎ：０．３〜２％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｍｇ：１．８％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない）Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項６に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- 更に、Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項６または７に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｓｉ：２〜１６％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｍｇ：１１％以下（０％を含まない），Ｃｕ：５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項９に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｍｇ：２〜８％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１１に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- 更に、Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１１または１２に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｍｇ：０．３〜１．５％およびＳｉ：０．３〜１．５％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｃｕ：０．６％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない），Ｚｎ：０．５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．３％以下（０％を含まない）およびＦｅ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１４に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- Ｍｇ：１〜４％およびＺｎ：０．８〜８％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるものである請求項１に記載のホウ素含有高剛性Ａ１合金。
- 更に、Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｍｎ：１％以下（０％を含まない），Ｃｒ：０．４％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）およびＴｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１６に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
- 更に、Ｆｅ：２％以下（０％を含まない）および／またはＳｉ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１６または１７に記載のホウ素含有高剛性Ａｌ合金。
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