JP4474528B2 - 高靱性で鍛造成形可能な過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金材料 - Google Patents

Description

本発明は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の展伸材化に関するものであり、更に詳しくは、例えば、回転式ＥＣＡＰ処理を施すことによって製造される、高靱性で鍛造成形可能な１８ｍａｓｓ％以上のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金材料であって、その共晶組織の平均結晶粒径が１μｍ以下、初晶Ｓｉの平均結晶粒径が２０μｍ以下の組織を有する合金材料及びその合金の製造方法に関するものである。本発明は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に係る技術分野において、高い靭性及び伸びを示し鍛造成形及び超塑性成形に適した合金を製造し提供するものである。

実用合金としての過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、一般には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系の組成を持ち、代表的なものとして、Ｓｉ量２２〜２４％のＡＣ９Ａ、Ｓｉ量１８〜２０％のＡＣ９Ｂ等の鋳造合金がＪＩＳで規格化されている。これらの合金の共通的特徴としては、組織中に顕著な初晶Ｓｉ相が存在し、低熱膨張で耐摩耗性に優れることが挙げられるが、Ｓｉ相の粗大化により機械的性質が著しく低下する傾向がある。その対策のため、Ｐを添加することで初晶Ｓｉの粗大化をある程度抑制できることが解明されて以降、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、主に、エンジン用ピストン材料として利用されてきたが、その後、冷却速度の高い金型鋳造やダイカストの適用によって信頼性が高まり、シリンダブロックやコンプレッサー部品への用途拡大がなされている。

しかしながら、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、基本的に延性に乏しく、塑性加工性に劣るため、その用途はあまり広くない。そこで、精密機器部材に使用可能な耐摩耗材を提供することを目的に、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の展伸材化が模索された。その結果、押出や細径鋳造の手法によって組織を微細化することで、Ｓｉ含有量１６〜１８％のＡＡ３９０合金や１８％程度のＡＣ９Ｂ類似合金において鍛造成形が可能となっている（非特許文献１、特許文献１，２参照）。しかし、更に高いＳｉ含有量においては、初晶Ｓｉ結晶粒が著しく粗大であり、押出や細径鋳造の手法では十分な微細組織が得られないため、塑性加工の実績は見当たらない。押出や細径鋳造は長手方向に垂直な断面積が減少する手法であるため、製品サイズの影響を受けやすく、処理の程度が限られることがネックとなる。実用レベルの鍛造成形を可能にするためには、４００℃以下の温度において、ひずみ速度０．１／ｓ以上で３０％以上の圧縮ひずみに耐える性能が要求される（非特許文献２参照）が、Ｓｉ量１８％以上の合金においてそれに相当する特性値（引張伸びの場合１５％以上）は現状では報告されていない。

ここで、参考のために代表的な特性値を例示すると、エンジンブロックとして使用されているダイカスト合金ＡＤＣ１４（１７％Ｓｉ）の場合は、急冷による微細組織であるにもかかわらず、その引張伸びは室温で１％に満たない（非特許文献３参照）。また、ＡＣ９Ａ合金（２３％Ｓｉ）金型鋳物の伸びは、熱処理条件によって多少異なるが、一般的な例として、室温から１５０℃までは０．２％、２５０℃で０．５％、３５０℃で２％であり、極めて小さい。ＡＣ９Ｂ合金（１８％Ｓｉ）の場合でも、室温で０．５％、２５０℃で１．５％程度である（非特許文献４参照）。

最近になって、処理の前後で寸法変化のない強加工法としてＥＣＡＰ法が開発され、５０００及び６０００系Ａｌ合金においてシャルピー衝撃値が２〜３倍に向上したと報告されている。しかし、この方法では、伸びについては有意な改善が認められておらず（特許文献３参照）、ＥＣＡＰ法を過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に適用した報告はこれまで見当たらない。

微細組織を有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の他の製法の一つに、急冷凝固粉末を用いた粉末鍛造がある（非特許文献５、特許文献４参照）が、コスト面の問題があって、一般的な製法にはなっていない。また、溶射を応用した急冷凝固法もみられるが、高コストであるうえ、伸びが改善されたとの報告はない。一方、関連事例として、レーザー照射による再溶融急冷組織において強度や耐摩耗性が顕著に向上したとの報告があるが、表面処理等の局部的改質に限定される（非特許文献６参照）。

特開２００１−２００４７号公報 特開平６−２７９９０４号公報 特開平９−１３７２４４号公報 特開平１０−８１６１号公報 アルミニウムの組織と性質、軽金属学会発行、１９９１、２４９ 金属材料活用辞典 産業調査会事典出版センター発行 ２０００年， １４３頁 金属便覧改訂６版、日本金属学会編、５７１ アルミニウムの組織と性質、軽金属学会発行、１９９１、５２０ H. So, J. Mater. Proc. Tech. Vol. 114, 2001, 18-21. 軽金属、Ｖｏｌ．５０，２０００，６０９−６１３

このような状況の中で、本発明者らは、上記従来技術に鑑みて、高い靭性及び伸び特性を有し、鍛造成形及び超塑性成形が可能な、１８ｍａｓｓ％以上のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を開発することを目標として鋭意研究を積み重ねた結果、ＥＣＡＰ法により、共晶組織及び初晶Ｓｉの平均結晶粒径が、各々、１μｍ以下及び２０μｍ以下からなる組織を有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料とすることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。即ち、本発明は、Ｓｉ含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金において、高い靭性及び伸び特性を有し、鍛造成形及び超塑性成形が可能な１８ｍａｓｓ％以上のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金、及びその合金の製造方法、並びに当該合金を使用した精密機器用摺動部材を提供することを目的とするものである。

上記課題を解決するための本発明は、少なくとも１８ｍａｓｓ％のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に対して、回転式ＥＣＡＰ処理を施すことによって製造されるＥＣＡＰ処理材であって、共晶組織の平均結晶粒径が１μｍ以下、初晶Ｓｉの平均結晶粒径が２０μｍ以下に微細化された組織を有し、突角部が破砕された微細化初晶Ｓｉ、０．１〜０．３μｍに微細化された微細α相、及び１〜３μｍに微細化された微細粒状Ｓｉ相からなる等軸結晶構造を有することを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料、である。本合金材料は、（１）４００℃以下の温度において、０．１／ｓ以上のひずみ速度の下で、少なくとも１５％の引張伸びを示すこと、（２）室温での伸びが少なくとも２％、シャルピー衝撃値が少なくとも１０ｋＪ／ｍ ^２ の特性を示すこと、（３）５００℃付近において１０^−３／ｓレベルのひずみ速度のとき少なくとも１００％の伸びを発現し、ひずみ速度感受性指数ｍ＝０．３５〜０．４５の超塑性を示すこと、を好ましい態様としている。

また、本発明は、上記過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料よりなる精密機器用摺動部材、である。また、本発明は、上記過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料よりなる鍛造成型用又は超塑性成型用合金材料、である。また、本発明は、１８ｍａｓｓ％以上のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に対して、３７５℃以上４２５℃以下の温度範囲において、回転式ＥＣＡＰ処理を繰り返すことにより、共晶組織の結晶粒径が１μｍ以下、初晶Ｓｉの平均結晶粒径が２０μｍ以下に微細化された組織を有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を得ることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法、である。本方法は、（１）３７５℃以上４２５℃以下の温度範囲においてＥＣＡＰ処理を４回以上繰り返した後、更に、３００℃以上３５０℃以下の温度範囲において４回以上ＥＣＡＰ処理を繰り返すこと、（２）ＥＣＡＰ処理として、チャンネル角度９０度の回転式ＥＣＡＰ処理を少なくとも８回繰り返すこと、を好ましい態様としている。

次に、本発明について更に詳細に説明する。
金属材料の信頼性や成形性を向上させるための最も基本的な方策は、組織を均質・微細化することである。その有力な手段の１つにＥＣＡＰ法があるが、通常のＥＣＡＰ法よりも繰り返しが容易で、被処理材に、極めて多量のひずみを低コストに付与できるものとして、回転式ＥＣＡＰ（Ｅｑｕａｌ−Ｃｈａｎｎｅｌ Ａｎｇｕｌａｒ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）法が開発されている。そこで、本発明者らは、ＡＣ９Ａ合金（Ａｌ−２３ｍａｓｓ％ Ｓｉ）に対して、繰り返し回転式ＥＣＡＰ処理を行い、その特性について調べた。その結果、著しくＡＣ９Ａ合金の靭性が高まるとともに、鍛造成形を可能にする極めて大きい伸び特性を付与できることを見出した。組織観察によれば、突角部が破砕されたマイルドな形状の微細化初晶Ｓｉ、０．１〜０．３μｍの微細化α相、及び１〜３μｍの微細な粒状のＳｉ相からなる等軸結晶構造が認められ、このことが、桁違いの特性向上に寄与していることがわかった。

本発明で、対象とする素材は、Ｓｉ含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金であり、代表的なものとして、例えば、ＪＩＳ規格のＡＣ９Ａ、ＡＣ９Ｂ合金が例示されるが、これらは、一般に鋳塊として入手できる。これをＥＣＡＰ処理するためには、初めに、使用する成形型のチャンネル寸法に合わせて素材を切り出す必要があるが、押出等によって適当な断面寸法に制御されたものを入手すれば、切り出し工程の多くを省くことができ、効率的である。

本発明で、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料の組織を制御するために使用する装置の一例として、回転式ＥＣＡＰ装置の構造と操作について簡単に説明すると、型に断面積が等しい十字の貫通孔があり、この孔に等しい長さのパンチが挿入されている。ただし、左右方向の孔の片側と下部のパンチの動きは壁や底板で拘束されている。回転式ＥＣＡＰ法では、まずビレットを上部より挿入して押し込み加工用パンチで圧縮し、拘束されていないパンチ方向（左方向）に押出し、上部パンチの頭が型の上部面と平行になったところで一回の加工が終了する。この状態では試料全体が横向きになっているが、ここで、型を９０°回転させて加工前と同じ状態に戻し、ビレットを再度押し込む二回目の加工に移る。こうした加工を２回、３回と繰り返すことで、試料を再挿入する操作することなく加工を続けることができる。回転式ＥＣＡＰ法については、例えば、文献（特開２０００−２８８６７５号公報）に記載されている。

難加工性である過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金にＥＣＡＰのような強い塑性加工を与える場合、被処理材中にクラックが生じ易い。その対策としては、潤滑剤と処理温度が重要なファクターとなるが、潤滑剤については、Ａｌ合金の押出等によく利用されている市販のカーボン系のものを利用することができる。一方、処理温度に関しては、高温に加熱すればクラックの発生を抑制できることは常識的に分かっているものの、その分、結晶粒の成長を招くため、耐力、靭性、塑性加工性等の粒径依存性の強い特性は抑制されるというデメリットがあるので、クラックの生じない、可能な限り低い温度で処理することが望まれる。そこで、ＡＣ９Ａ合金をメイン対象として、ＥＣＡＰ処理におけるクラック発生条件について詳細に調べた結果、加工速度や素材の組成・組織によって若干の変動はあるものの、３７５℃以上ではクラックが生じないことが明らかとなった（表１）。このように、ＥＣＡＰ処理は、結晶粒が成長しない低い温度で、大きなひずみを導入できるため、サブミクロンレベルの結晶の微細化とそれに伴う特性の改善が期待される。

鍛造可能な過共晶Ａｌ−Ｓｉ（ＡＣ９Ａ）合金の提供を目的とした場合には、特性値として、４００℃付近の温度域において０．１／ｓ以上のひずみ速度下で、１５％以上の引張伸びを有することが実用上望まれる。そこで、ＥＣＡＰ処理を検討するに当たり、回転式ＥＣＡＰにおいて温度と処理回数の異なる試料を作製し、高温引張試験によって変形特性を解析した。その結果、３７５℃から４２５℃の温度域において８回以上回転式ＥＣＡＰ処理した場合に上記条件をクリアできることが判明した(図３)。処理回数の増加に伴って伸び特性は単調に向上するため、回数の上限は特に定まらないが、３２回を超えた場合には特性上昇が小さく、対コスト的には不利である。

一般に、結晶粒が細かくなるほど低い温度での塑性加工が可能になることを考慮して、回転式ＥＣＡＰの処理温度を、前段と後段で変える２段処理法について検討した。前段（３７５℃から４２５℃の温度域）での処理回数に対する、後段でのクラック発生温度を調べた結果、前段で４回処理すれば後段では３５０℃まで処理温度を下げられることが分かった。更に、前段で１６回処理した後は３００℃での処理が可能であった(表２)。鍛造条件をクリアするための処理回数については１段処理と同じく合計８回必要であったが、同じ処理回数同士で比較すると２段処理材の方がより高い機械的特性を示した(図６)。また、後段の低温化は一段処理に比べて省エネルギー面で有利である。

これらの鍛造条件を満たした試料の組織を観察したところ、共晶組織の結晶粒径は１μｍ以下になっており、初晶Ｓｉにおいても処理前の約１／２に当たる２０μｍ以下に微細化されていた（図７（ｂ））。加えて、常温での引張伸びは２％以上、計装化シャルピー衝撃試験によって求めた破壊エネルギーは１０ｋＪ／ｍ^２以上を示した。両者ともに未処理材の１０倍を超え、共晶型合金であるＡＣ８Ａの特性値を凌駕するものである。こうした特性向上は、軽量化や用途拡大に繋がるため実用上の意義は極めて大きい。

更には、これらの回転式ＥＣＡＰ処理材は、温度とひずみ速度が各々５００℃付近と１０^−３／ｓオーダーにある適当な条件下において、破断伸び１００％以上を示した。試験データの詳細な解析から、変形応力のひずみ速度感受性指数はｍ＝０．３５〜０．４５と求められ、超塑性に該当することが分かった。超塑性を利用すれば、部材成形が容易になるため複雑形状に対応可能になる他、成形後も機械的特性は損なわれないので精密部品の成形に有効である。

前述のように、本発明のＳｉ含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、基本的に優れた耐摩耗性と低熱膨張性を有しながら、共晶合金を凌駕する伸びと靱性があり、一般的な鍛造成形や超塑性成形が可能である。従って、本合金は、従来用いられてきたエンジンやコンプレッサー部材において、信頼性の向上と軽量化を図れるだけでなく、ＶＴＲシリンダやシフトフォーク等の精密機器用摺動部材に適用できる。本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の組織を制御するにあたり採用されるＥＣＡＰ法については、具体的には、チャンネル角度９０度の回転式ＥＣＡＰ法が好適である。

本発明により、（１）Ｓｉ含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金において、鍛造成形や超塑性加工を可能にすると同時に、靭性を大幅に向上させることができる、（２）４００℃以下の温度において、０．１／ｓ以上のひずみ速度の下で、１５％以上の引張伸びを示す過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を提供できる、（３）室温の伸びとシャルピー衝撃値が、各々、２％以上と１０ｋＪ／ｍ^２以上の特性を示す過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を提供できる、（４）５００℃付近において１０^−３／ｓレベルのひずみ速度のとき１００％以上の伸びを発現し、ひずみ速度感受性指数ｍ＝０．３５〜０．４５の超塑性を示す過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を提供できる、（５）回転式ＥＣＡＰ法により合金の組織を制御することにより、例えば、前半４００℃と後半３５０℃の２段処理を行った場合に、特に、伸び値が大きな合金材料が得られる、（６）上記過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料には、例えば、エンジンやコンプレッサー部材、ＶＴＲシリンダやシフトフォーク等の精密機器用摺動部材に適用することが可能であり、本材料の適用範囲の増大、部品の軽量化が達成できる、という格別の効果が奏される。

次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明は、以下の実施例によって何ら限定されるものではない。本実施例では、Ｓｉ系含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に回転式ＥＣＡＰ法を適用することによって、低コストで効率的な組織の微細化を実現するとともに、従来にない機械的特性を得た。

（１）供試材と前処理
Ｓｉ含有率が１８ｍａｓｓ％以上の過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の典型例として、市販のＡＣ９Ａ合金（２３ｍａｓｓ％Ｓｉ）鋳塊を用意した。切断と旋盤加工によって、直径２０ｍｍ×長さ４０ｍｍのロッドに切り出し、これを回転式ＥＣＡＰ処理用のビレットとした。ビレット表面とチャンネル孔壁面には、最初のビレット装填時にカーボン系の潤滑剤を塗布した。

（２）回転式ＥＣＡＰ処理の条件
回転式ＥＣＡＰ処理の手順を簡単に説明する。先ず、ビレットを装填した成形型を炉内に置き、所定の温度まで加熱する。暫く保持した後、パンチ棒を介して油圧プレスを作用させ、ビレットにＬ字状の孔内を通過させる。このとき、ビレット内部には大きな塑性流動が生じるが、処理の前後で外形はほとんど変化しないため、成形型を９０度回転させるだけで同様の操作を繰り返すことが可能である。手始めとして、処理温度を決定するための予備実験を実施した。温度を３２５℃から４５０℃まで２５℃間隔で設定し、各温度で処理回数４回の試料を作製した。得られた試料について、外観と光学顕微鏡による断面組織の観察結果を表１に示す。クラックが発生しない最低温度は、３５０℃から３７５℃の間にあることが確認できた。そこで、温度を３７５℃から４５０℃までに絞り、最大６０回までの処理を行った。

（３）回転式ＥＣＡＰ処理材の特性
温度と処理回数を変えて作製した試料について、室温におけるシャルピー衝撃試験と引張試験、並びに１５０℃から５３０℃までの高温引張試験を実施した。回転式ＥＣＡＰの処理回数に対する吸収エネルギー及び引張強度の関係について、典型例を図１に示す。処理回数が８回までに吸収エネルギーは急上昇して、未処理材の約２０倍に当たる１０ｋＪ／ｍ^２を超える吸収エネルギー値に達し、その後も緩やかに上昇する傾向がみられた。引張強度についても、未処理材に対して３０％以上の向上が確認できた。ここで、図示したものは、ＥＣＡＰ処理温度が４００℃の場合についての結果であるが、３７５℃から４２５℃の温度範囲で有意な差はなかった。

続いて、回転式ＥＣＡＰ処理材の引張伸びについて詳細に検討した結果を示す。図２は、回転式ＥＣＡＰ（処理温度４００℃）の処理回数と低ひずみ速度下（２．３×１０^−３／ｓ）での引張伸びの関係を各試験温度についてプロットしたものである。処理回数に伴って伸びが著しく増加し、８回以上処理した場合には、試験温度３００℃で１５％以上、試験温度４００℃で３０％以上の大きな伸びが得られた。図３に、ＥＣＡＰ処理温度に対する室温引張伸びと高温引張伸び（試験温度４００℃、ひずみ速度０．１２／ｓ）の変化を示す。８回処理材において、３７５℃から４２５℃の温度範囲で、室温引張２％以上、高温引張１５％以上の伸びを達成できることを確認した。図４に、試験温度が３００℃と４００℃における引張伸びに対するひずみ速度の影響について示す。ひずみ速度が概ね２×１０^−３／ｓの場合を頂点として引張伸びは徐々に減少していく傾向がみられるが、０．１／ｓのひずみ速度でみた場合、４００℃において８回処理材で１５％超、３２回処理材では２０％を超える伸びを発現した。また、８回処理材で３００℃の試験温度においても、１０％超の伸びが認められた。

図４に示したものよりも高温での、ひずみ速度と伸びの関係を図５に示す。１６回処理したものでは、試験温度５００℃から５１５℃において、０．２３／ｓの高速ひずみの下で４０％を超える伸びが測定された。また、試験温度５３０℃の場合、ひずみ速度２×１０^−３／ｓ付近で、伸び１００％以上となる超塑性が発現した。更に、３２回処理したものでは試験温度５００℃で超塑性を示し、１９０％の伸びが得られた。

次に、前段と後段でＥＣＡＰ処理温度を変える２段処理方法について検討した結果を示す。表２は、前段の処理回数に対する、後段でクラックが発生しない最低温度について調べた結果である。前段で４回処理すれば後段では３５０℃で処理可能となり、１６回後には更に３００℃まで処理温度を下げられることが分かった。図６に、回転式ＥＣＡＰ処理のすべてを４００℃で行った場合と、前半４００℃と後半３５０℃の２段処理を行った場合を比較して、（ａ）室温と（ｂ）高温（４００℃、ひずみ速度０．１２／ｓ）での伸びを処理回数に対して示す。２段条件で処理した場合の方が、伸び値が大きくなっていることが分かる。その分、ＥＣＡＰ処理回数を少なくできるだけでなく、後半の処理温度を低くできることは省エネ上も意義がある。

図７に、回転式ＥＣＡＰ処理回数が１６回の場合の微組織について、ＥＣＡＰ処理していないものと比較して示す。初晶Ｓｉについては、処理前に顕著であった突角部が破砕され、それらが分散すると同時に、残部は比較的滑らかな形状に変化していることが分かる。更に、共晶組織においては、α相が微細化し、Ｓｉ相は針状から微細な粒状になっている。求積法によって求めた初晶Ｓｉの平均粒径は、当初４０μｍ程度であったものが、１６回のＥＣＡＰ処理後には約１０μｍになっていた。図８に、１６回処理後のＴＥＭ像を示す。ＴＥＭ観察から求めた共晶組織の結晶粒径は１μｍ以下であった。このような著しい組織の微細化や均質化、並びにＳｉ粒子形状のマイルド化が、強度、伸び、靭性の画期的な向上に結びついたと考えられる。

本実施例では、ＡＣ９Ａ合金を用いた例を示したが、その他の用途・組成のアルミニウム合金やマグネシウム合金においても、靭性や伸びの著しい改善が可能であり、成形性の向上が期待される。一方、回転式ではない通常のＥＣＡＰを、繰り返しても同様の特性改善を達成できるが、コストの点で回転式の方が有利である。更に、成形型のチャネンネル角度は９０度に限定されるものではない。

以上詳述したように、本発明は、ＥＣＡＰ法により製造される、共晶組織と初晶Ｓｉの平均結晶粒径が、各々、１μｍ以下、２０μｍ以下からなる組織を有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材に係るものであり、安価で高性能な摺動部材であるＡｌ−Ｓｉ合金の、解決すべき従来からの課題であった、粗大な初晶Ｓｉに起因する脆く難加工性を解消し、信頼性や成形性が要求される精密機器部材に適用することを可能とするものである。本発明は、高い靭性及び伸び特性を有し、鍛造成形及び超塑性成形が可能で、１８ｍａｓｓ％以上のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金、その合金の製造方法、並びに当該合金を使用した精密機器用摺動部材を提供するものであり、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金に係る技術分野において、高い靭性及び伸びを示し鍛造成形及び超塑性成形に適した合金を製造し提供するものとして有用である。

回転式ＥＣＡＰの加工回数とシャルピー衝撃吸収エネルギー及び引張強度の関係を示す。 回転式ＥＣＡＰ加工回数と、低ひずみ速度（２．３×１０^−３／ｓ）における引張伸びの関係を各試験温度について示す。 回転式ＥＣＡＰ処理温度に対する室温引張伸びと高温引張伸び（試験温度４００℃、ひずみ速度０．１２／ｓ）の関係を示す。 試験温度が３００℃と４００℃での、引張伸びに対するひずみ速度の影響について示す。 試験温度が５００℃から５３０℃での、引張伸びに対するひずみ速度の影響について示す。 １段処理と２段処理を比較して、（ａ）室温と（ｂ）高温（４００℃、ひずみ速度０．１２／ｓ）での引張伸びを処理回数に対して示す。 ＥＣＡＰ処理材の典型的な微組織（ｂ）と未処理材の微組織（ａ）を比較して示す。 ＥＣＡＰ処理材マトリックスの典型的なＴＥＭ像を示す。

Claims (9)

1. 少なくとも１８ｍａｓｓ％のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に対して、回転式ＥＣＡＰ処理を施すことによって製造されるＥＣＡＰ処理材であって、共晶組織の平均結晶粒径が１μｍ以下、初晶Ｓｉの平均結晶粒径が２０μｍ以下に微細化された組織を有し、突角部が破砕された微細化初晶Ｓｉ、０．１〜０．３μｍに微細化された微細α相、及び１〜３μｍに微細化された微細粒状Ｓｉ相からなる等軸結晶構造を有することを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料。
2. ４００℃以下の温度において、０．１／ｓ以上のひずみ速度の下で、少なくとも１５％の引張伸びを示す請求項１に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料。
3. 室温での伸びが少なくとも２％、シャルピー衝撃値が少なくとも１０ｋＪ／ｍ ^２ の特性を示す請求項１に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料。
4. ５００℃付近において１０^−３／ｓレベルのひずみ速度のとき少なくとも１００％の伸びを発現し、ひずみ速度感受性指数ｍ＝０．３５〜０．４５の超塑性を示す請求項１に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料。
5. 上記請求項１から４のいずれかに記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料よりなることを特徴とする精密機器用摺動部材。
6. 上記請求項１から４のいずれかに記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料よりなることを特徴とする鍛造成型用又は超塑性成型用合金材料。
7. 少なくとも１８ｍａｓｓ％のＳｉを含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に対して、３７５℃以上４２５℃以下の温度範囲において、回転式ＥＣＡＰ処理を繰り返すことにより、共晶組織の結晶粒径が１μｍ以下、初晶Ｓｉの平均結晶粒径が２０μｍ以下に微細化された組織を有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料を得ることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。
8. ３７５℃以上４２５℃以下の温度範囲においてＥＣＡＰ処理を少なくとも４回繰り返した後、更に、３００℃以上３５０℃以下の温度範囲において少なくとも４回ＥＣＡＰ処理を繰り返す請求項７に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。
9. 上記ＥＣＡＰ処理として、チャンネル角度９０度の回転式ＥＣＡＰ処理を少なくとも８回繰り返す請求項７に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金材料の製造方法。