JP4699786B2 - 加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金 - Google Patents
加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金 Download PDFInfo
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Description
本発明は、加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金であって、自動車や航空機などのエンジン部品（ピストン、コンロッド）などの用途の内、２００〜３００℃程度までの耐熱強度（高温強度とも言う）と軽量性を要求される機械部品に用いて好適な、耐熱性Ａｌ基合金に関するものである。また、高位置決め精度精密機器用部材、高精度軽量ロボットアーム、軽量高剛性プレートリングチャック、高精度マイクロハードディスクサブストレート、軽量骨組み構造材等の用途のうち、耐熱強度と軽量性を要求される押出形材（型材）に用いて好適な、耐熱性Ａｌ基合金に関するものである。
従来の溶解鋳造合金では、Ａｌ−Ｃｕ系合金（２６１８などの２０００系Ａｌ合金）を始め、種々の耐熱合金が開発されているが、使用温度が１５０℃を超える高温下では、十分な耐熱強度を得ることができなかった。Ａｌ−Ｃｕ系合金では時効硬化による微細析出物で強度を確保しているため、使用温度が１５０℃を超えると、この析出物相が粗大化し、著しく強度が低下するからである。
そこで、従来から、急冷凝固法を適用したＡｌ基合金が開発されてきた。急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によれば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｚｒなどの合金元素の添加量を、前記溶解鋳造Ａｌ合金よりも増すことができる。したがって、これら合金元素を多量に添加したＡｌ合金を急冷凝固によって粉末化し、これを固化成型することで、使用温度が１５０℃を超える高温下でも、耐熱強度に優れたＡｌ基合金を得ることができる（特許文献１、２参照）。これは、前記合金元素によって、高温でも安定なＡｌとの金属間化合物を組織中に分散させて、耐熱強度を高くしている。
更に、前記金属間化合物の微細化により、金属間化合物の分率を増加させ、高強度化を図る技術も提案されている（特許文献３参照）。
また、急冷凝固法の一つであるスプレイフォーミング法による、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉなどの合金元素を添加し、これら合金元素とＡｌとの金属間化合物を微細化させた、軽量化耐熱Ａｌ基合金も開発されており、過剰のＳｉを添加し、初晶のＳｉを微細化させて、耐磨耗性を兼備させた高強度Ａｌ基合金も開発されている（特許文献４参照）。
更に、上記以外の種々の合金元素を添加して非晶質化させた耐熱Ａｌ基合金（特許文献５参照）や、２種以上の遷移元素を添加した過飽和固溶体からなるマトリックス中に準結晶を均一分散させた耐熱Ａｌ基合金（特許文献６参照）や、Ａｌ−Ｆｅ系急冷凝固Ａｌ基合金を熱間押出加工し、更に熱間鍛造加工した羽根車なども提案されている（特許文献７参照）。
特許２９１１７０８号公報（全文）
特公平７−６２１８９号公報（全文）
特開平５−１９５１３０号公報（全文）
特開平９−１２５１８０号公報（全文）
特公平６−２１３２６号公報（全文）
特許第３１４２６５９号公報（全文）
特開平１０−２６００２号公報（全文）
前記特許文献１〜７などの急冷粉末冶金法によれば、合金元素の添加量を増せば、Ａｌ基合金の耐熱強度を高くできる（約２００℃で３５０ＭＰａレベル）。しかし、合金元素の添加量を増加し過ぎると、金属間化合物サイズの粗大化を招くため、高温での伸び特性が低下してしまう。
そこで、この伸びを向上させるために、熱間押出などの熱間加工により、金属間化合物サイズを微細化させることも提案されている。しかし、高温での伸び特性が低いために、熱間加工性が低く、押出などの熱間加工時に割れが発生するという問題がある。
本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、２００〜３００℃付近における耐熱強度と伸び特性が高く、熱間加工時の加工性に優れているＡｌ基合金を提供することを目的とする。
この目的を達成するために、本発明の加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金の要旨は、質量％にて、Ｍｎ：５〜１０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ｆｅ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜８％、Ｃｕ：５％以下（０を含まず）、Ｍｇ：３％以下（０を含まず）、Ｎｉ：１〜５％、を各々含み、かつ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの総和が１２〜２８％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ基合金であって、このＡｌ基合金組織が体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の内の３種以上からなることである。
上記Ａｌ基合金の２００〜３００℃付近における伸び特性や加工性を更に向上させるためには、好ましくは、Ａｌ基合金組織中に存在する金属間化合物の平均サイズを５μｍ以下に微細化させる。このように上記金属間化合物の平均サイズを微細化した場合、Ａｌ基合金の靱性も向上する。
上記Ａｌ基合金の２００〜３００℃付近における伸び特性や、延性−強度バランスを更に向上させるためには、好ましくは、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下に微細化させることが好ましい。
以上の本発明Ａｌ基合金は、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、更に熱間加工することによって得られる。
なお、本発明では、個々の金属間化合物粒子を金属間化合物と称し、これら個々の金属間化合物粒子が複数個互いに隣接した集合体（連続体）を金属間化合物相と言う。また、上記各金属間化合物の種類は、後述する通り、金属間化合物の元素分析によって、特定の元素が存在し、Ａｌを除き、この特定の元素が最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。
本発明に係るＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックスと上記特定な多量の金属間化合物相とで構成されている。ただ、上記特定な合金元素の含有量を単純に増せば、Ａｌ基合金の耐熱強度を高くできるものの（およそ２００℃で３５０MPaレベル）、合金元素の添加量を増加し過ぎると、前記した従来技術のように、金属間化合物サイズが粗大化し、高温での伸び特性が低下してしまう。これに対して、前記した従来技術のように、伸びを向上させるために熱間加工により金属間化合物サイズを微細化する方法があるが、熱間加工時に割れが発生するという新たな問題がある。
これに対して、本発明者らは、Ａｌ基合金の金属組織中に存在する、上記特定な合金元素から構成される金属間化合物が、下記特定な金属間化合物の内の３種類以上の相からなる場合に、熱間加工性が向上することを見出した。
これら特定な金属間化合物相は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の４種である。Ａｌ基合金の金属組織中に存在する金属間化合物が、これら特定な４種の金属間化合物の内の３種類以上の相からなる場合に、熱間加工性が向上する。しかも、この熱間加工により、更に、高温時の引張強度と伸び特性とが向上する。
（Ａｌ基合金組成）
本発明のＡｌ基合金の化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。
本発明のＡｌ基合金の化学成分組成（単位：質量％）について、各元素の限定理由を含めて、以下に説明する。
本発明Ａｌ基合金の基本的な化学成分組成は、Ｍｎ：５〜１０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ｆｅ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜８％、Ｃｕ：５％以下（０を含まず）、Ｍｇ：３％以下（０を含まず）、Ｎｉ：１〜５％、を各々含み、かつ、かつ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの総和が１２〜２８％であり、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものとする。Ｍｎに加えて、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉの、特定の複数元素の組み合わせによる同時含有は、上記特定な複数の金属間化合物を同時に生成させ、耐熱強度とともに、熱間加工性を向上させる効果がある。
（Ｍｎ）
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系などのＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物を形成し、本発明のＡｌ基合金中に存在する金属間化合物のうち、最も多く存在し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｍｎ含有量の範囲は５〜１０％とする。５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、１０％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、より好ましくは５．５〜９％である。
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系などのＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物を形成し、本発明のＡｌ基合金中に存在する金属間化合物のうち、最も多く存在し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｍｎ含有量の範囲は５〜１０％とする。５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、１０％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｍｎ含有量の範囲は、より好ましくは５．５〜９％である。
（Ｖ）
Ｖは、Ａｌ−Ｖ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｖ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｖ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｖ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４％である。
Ｖは、Ａｌ−Ｖ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｖ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｖ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｖ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４％である。
（Ｃｒ）
Ｃｒは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｃｒ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｃｒ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
Ｃｒは、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｃｒ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｃｒ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
（Ｆｅ）
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｆｅ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｆｅ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｆｅ含有量の範囲は０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｆｅ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
（Ｓｉ）
ＳｉはＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｓｉ含有量の範囲は１〜８％とする。１％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲はより好ましくは１．５〜７％である。
ＳｉはＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｓｉ含有量の範囲は１〜８％とする。１％の下限未満では、十分なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｓｉ含有量の範囲はより好ましくは１．５〜７％である。
（Ｃｕ）
Ｃｕは、通常の不純物レベルの微量な含有でも、十分な量（数）のＡｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、熱間加工性と伸び特性を向上させ、また、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。したがって、Ｃｕ含有量の範囲は５％以下（０を含まず）とする。５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｃｕ含有量の範囲はより好ましくは４. ５％以下である。
Ｃｕは、通常の不純物レベルの微量な含有でも、十分な量（数）のＡｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成し、熱間加工性と伸び特性を向上させ、また、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。したがって、Ｃｕ含有量の範囲は５％以下（０を含まず）とする。５％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｃｕ含有量の範囲はより好ましくは４. ５％以下である。
（Ｍｇ）
Ｍｇは、通常の不純物レベルの微量な含有でも、十分な量（数）のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系の金属間化合物を形成し、熱間加工性と伸び特性を向上させ、また、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。耐熱強度（耐熱性）を向上させる。したがって、Ｍｇ含有量の範囲は３％以下（０を含まず）とする。３％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量の範囲はより好ましくは２.５％以下である。
Ｍｇは、通常の不純物レベルの微量な含有でも、十分な量（数）のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系の金属間化合物を形成し、熱間加工性と伸び特性を向上させ、また、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。耐熱強度（耐熱性）を向上させる。したがって、Ｍｇ含有量の範囲は３％以下（０を含まず）とする。３％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量の範囲はより好ましくは２.５％以下である。
（Ｎｉ）
Ｎｉは、金属Ａｌマトリックスに固溶して、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｎｉ含有量の範囲は１〜５％とする。０．５％の下限未満では、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｎｉ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
Ｎｉは、金属Ａｌマトリックスに固溶して、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。Ｎｉ含有量の範囲は１〜５％とする。０．５％の下限未満では、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、５％の上限を超えると、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。Ｎｉ含有量の範囲はより好ましくは０．６〜４．５％である。
（Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの総和）
本発明では、更に、上記特定の金属間化合物を形成するＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの７種の元素の総和の含有量を規定して、上記特定の金属間化合物量を確保し、耐熱強度向上と熱間加工性向上とを保証する。これらの元素の総和は、Ｍｎ＋Ｖ＋Ｃｒ＋Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｍｇで、１２〜２８％の範囲とする。１２％の下限未満では、十分な上記特定の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、２８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。７種の元素の総和の範囲はより好ましくは１６〜２６％である。
本発明では、更に、上記特定の金属間化合物を形成するＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの７種の元素の総和の含有量を規定して、上記特定の金属間化合物量を確保し、耐熱強度向上と熱間加工性向上とを保証する。これらの元素の総和は、Ｍｎ＋Ｖ＋Ｃｒ＋Ｆｅ＋Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｍｇで、１２〜２８％の範囲とする。１２％の下限未満では、十分な上記特定の金属間化合物量（数）が得られず、熱間加工性と伸び特性を向上できず、また、耐熱強度が高くならない。一方、２８％の上限を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。７種の元素の総和の範囲はより好ましくは１６〜２６％である。
(金属間化合物相)
本発明では、前記した通り、Ａｌ基合金の金属組織中に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の４種の内、３種類以上の相を存在させ、熱間加工性を向上させる。これらの相の種類は３種類以上多いほど良い。
本発明では、前記した通り、Ａｌ基合金の金属組織中に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の４種の内、３種類以上の相を存在させ、熱間加工性を向上させる。これらの相の種類は３種類以上多いほど良い。
これら金属間化合物相の体積分率が少な過ぎると、これら金属間化合物相が不足する一方で、金属Ａｌの体積分率が大きくなり、Ａｌ基合金の耐熱強度と伸び特性、熱間加工性が低下する。
一方、これら金属間化合物相の体積分率が多過ぎると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度および伸び特性、熱間加工性が低下する。また、金属Ａｌの量が少なくなりすぎ、Ａｌ基合金の靱性が低下して、脆くなる。このため、耐熱Ａｌ基合金として使用できなくなる。
したがって、これら特定な金属間化合物相は、Ａｌ基合金組織中に、体積分率で３５〜８０％、好ましくは４０〜７５％を占めるように存在させる。なお、本発明Ａｌ基合金組織において、これら特定の主相に対して、これら主相以外の金属間化合物相を含むことも、Ａｌ基合金の特性を阻害しない範囲で許容する。
(金属間化合物の具体例)
本発明Ａｌ基合金組織において、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物とは、金属間化合物の元素分析によって、ＭｎとＳｉとが存在し、Ａｌを除き、ＭｎかＳｉのいずれかが最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。この具体例として、代表的には、例えば、Al5Mn12Si7 などの金属間化合物が例示される。
本発明Ａｌ基合金組織において、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物とは、金属間化合物の元素分析によって、ＭｎとＳｉとが存在し、Ａｌを除き、ＭｎかＳｉのいずれかが最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。この具体例として、代表的には、例えば、Al5Mn12Si7 などの金属間化合物が例示される。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系金属間化合物とは、金属間化合物の元素分析によって、ＭｇとＣｒとが存在し、Ａｌを除き、ＭｇかＣｒのいずれかが最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。この具体例として、代表的には、例えば、Al18Mg3Cr2などの金属間化合物が例示される。
Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系系金属間化合物とは、金属間化合物の元素分析によって、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｆｅが存在し、Ａｌを除き、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｆｅのいずれかが最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。この具体例として、代表的には、例えば、Al13CrCu4Fe2などの金属間化合物が例示される。
Ａｌ−Ｖ系金属間化合物とは、金属間化合物の元素分析によって、Ｖが存在し、Ａｌを除き、Ｖが最も高い値を示す金属間化合物のことを言う。この具体例として、代表的には、例えば、Al11Vなどの金属間化合物が例示される。
(金属間化合物の平均サイズ)
本発明では、前記した通り、Ａｌ基合金の伸び特性や加工性を向上させるために、好ましくは、上記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系や、それ以外の金属間化合物を含めて、Ａｌ基合金組織中に存在する金属間化合物の平均サイズを５μｍ以下に微細化させる。このように上記金属間化合物の平均サイズを微細化した場合、Ａｌ基合金の靱性も向上する。
本発明では、前記した通り、Ａｌ基合金の伸び特性や加工性を向上させるために、好ましくは、上記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系や、それ以外の金属間化合物を含めて、Ａｌ基合金組織中に存在する金属間化合物の平均サイズを５μｍ以下に微細化させる。このように上記金属間化合物の平均サイズを微細化した場合、Ａｌ基合金の靱性も向上する。
本発明では、各合金元素の含有量や金属間化合物の量が多くなるほど、耐熱強度は向上する。しかし、一方で、合金元素量や金属間化合物量が少ないＡｌ基合金に比して、金属間化合物の平均サイズの靱性への影響が大きくなる。この点、金属間化合物の平均サイズが５μｍを超えて大きくなった場合には、前記各要件を満足しても、Ａｌ基合金の伸び特性や加工性が低下する可能性がある。
（金属間化合物平均サイズの測定）
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によりＥＤＸを併用して行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。図１は、本発明Ａｌ基合金（後述する実施例における発明例1 ）の１５０００倍のＴＥＭによる組織写真（図面代用写真）である。図１において、多数の黒い点乃至灰色の点の部分が金属間化合物（粒子）であり、平均サイズは５μｍ以下である。また、図１において、多数の黒い点乃至灰色の点に囲まれた白い部分が金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックス部分）である。
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によりＥＤＸを併用して行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。図１は、本発明Ａｌ基合金（後述する実施例における発明例1 ）の１５０００倍のＴＥＭによる組織写真（図面代用写真）である。図１において、多数の黒い点乃至灰色の点の部分が金属間化合物（粒子）であり、平均サイズは５μｍ以下である。また、図１において、多数の黒い点乃至灰色の点に囲まれた白い部分が金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックス部分）である。
（金属Ａｌのプールの最大長さ）
図２はＡｌ基合金の５００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織写真（図面代用写真）である。図２は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であるＡｌ基合金（後述する実施例における発明例1 ）である。図２においては、前記図１とは逆に、多数の白い部分が金属間化合物（粒子）であり、これらの白い部分に囲まれた黒い部分が金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックス部分）である。
図２はＡｌ基合金の５００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織写真（図面代用写真）である。図２は、金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下であるＡｌ基合金（後述する実施例における発明例1 ）である。図２においては、前記図１とは逆に、多数の白い部分が金属間化合物（粒子）であり、これらの白い部分に囲まれた黒い部分が金属Ａｌのプール部分（Ａｌマトリックス部分）である。
この視野内にある黒い部分（黒い筋状の模様）である、個々の（各）金属Ａｌのプール部分の最も長い部分を、後述する通り計測して平均化したものが、金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均である。
図２の通り、本発明Ａｌ基合金では、金属間化合物相の体積分率を多くしているので、複数の（個々の）金属間化合物（粒子）が互いに隣接して集合体（連続体）、即ち、金属間化合物相を形成しているのが分かる。言い換えると、金属Ａｌのプール部分が、細かく、金属間化合物相によって区切られている（仕切られている）ことが分かる。
したがって、本発明で言う金属Ａｌのプール（部分）とは、このような金属間化合物相にて区切られた（囲まれた）Ａｌ基地相である。また、本発明で言う金属間化合物とは、前記図２における多数の白い点々（粒子）であり、これら個々の金属間化合物粒子が複数個互いに隣接した前記集合体（連続体）が本発明で言う金属間化合物相である。
このような金属Ａｌのプールの最大長さを微細化させるほど、Ａｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態が均一となって、Ａｌ基合金の２００〜３００℃付近における伸び特性や、延性−強度バランスが更に向上する乃至保証される。一方、金属Ａｌのプールの最大長さが大きくなった場合、前記各要件を満足しても、Ａｌ基合金の伸び特性や加工性が低下する可能性がある。
前記金属Ａｌのプールの大きさが大きくなるほど、Ａｌ基合金組織における金属Ａｌのプールと金属間化合物相の分散状態も、どうしても不均一とならざるを得ない。このため、Ａｌ基合金組織において、金属間化合物相が集中する部分と、金属間化合物相が無い、あるいは疎となる部分とが多く生じる。このように、硬い金属間化合物相と軟らかい金属Ａｌのプールとが不均一に分散すると、伸び特性や、延性−強度バランス、あるいは加工性が低下する。
したがって、本発明においては、前記金属間化合物相にて区切られた金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下、より好ましくは３５μｍ以下に微細化させることが好ましい。
スプレイフォーミング法など急冷凝固法により得られたままのプリフォーム体組織では、金属Ａｌのプールの大きさが大きくなりやすい。これは、急冷凝固法により得られたプリフォーム体などのＡｌ基合金を、更にＣＩＰやＨＩＰで固化成型した場合でも同様である。
このため、金属間化合物相の体積分率を多くした上で、前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均を４０μｍ以下とするためには、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、そのまま、あるいは、ＣＩＰやＨＩＰ後、鍛造、押出、圧延などの熱間加工することが必要である。これらの熱間加工（塑性加工）によって、Ａｌ基合金組織における、金属Ａｌのプールの大きさが微細化されるとともに、金属Ａｌのプールと金属間化合物相とが、微細均一に分散される。なお、前記ＨＩＰあるいはＣＩＰでは、このような金属Ａｌのプールの微細化効果は無い。
（金属Ａｌのプールの最大長さ測定）
金属Ａｌのプールの最大長さの測定誤差を少なくして再現性あるものとするために、金属Ａｌのプールの最大長さに応じて、後述する実施例にて詳細を記載する通り、ＳＥＭの倍率を定める。この倍率が大き過ぎると、視野の大きさが前記金属Ａｌのプールの最大長さよりも小さくなり、倍率が小さ過ぎると、金属Ａｌのプール自体の識別が不明瞭となる。
金属Ａｌのプールの最大長さの測定誤差を少なくして再現性あるものとするために、金属Ａｌのプールの最大長さに応じて、後述する実施例にて詳細を記載する通り、ＳＥＭの倍率を定める。この倍率が大き過ぎると、視野の大きさが前記金属Ａｌのプールの最大長さよりも小さくなり、倍率が小さ過ぎると、金属Ａｌのプール自体の識別が不明瞭となる。
（製造方法）
以下に、本発明Ａｌ基合金の製造方法を説明する。
以上述べた本発明Ａｌ基合金組織と特性とは、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、そのまま、あるいは、ＣＩＰやＨＩＰ後、更に、鍛造、押出、圧延などの熱間加工（塑性加工）することによって得られる。
以下に、本発明Ａｌ基合金の製造方法を説明する。
以上述べた本発明Ａｌ基合金組織と特性とは、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、そのまま、あるいは、ＣＩＰやＨＩＰ後、更に、鍛造、押出、圧延などの熱間加工（塑性加工）することによって得られる。
本発明Ａｌ基合金は、合金元素量が多いために、金属間化合物相を多く析出させるために、通常の溶解鋳造方法では制作が困難である。また、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体そのまま、あるいは、プリフォーム体をＣＩＰやＨＩＰしたものでは、本発明Ａｌ基合金組織と特性とは得られない。
（急冷粉末冶金法）
急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によって、本発明Ａｌ基合金を製造する場合、上記本発明成分組成のＡｌ合金のアトマイズ粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下の微粒粉を分級して使用する。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化する。このため、平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末を使用した場合、本発明Ａｌ基合金を製造できない可能性が高い。このため、平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみをＣＩＰで固化成型することで、Ａｌ合金プリフォーム体が得られる。
急冷凝固法の一つである急冷粉末冶金法によって、本発明Ａｌ基合金を製造する場合、上記本発明成分組成のＡｌ合金のアトマイズ粉末の内、平均粒径が２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下の微粒粉を分級して使用する。平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末は、冷却速度が遅いため、金属間化合物相が粗大化する。このため、平均粒径が２０μｍを越えるアトマイズ粉末を使用した場合、本発明Ａｌ基合金を製造できない可能性が高い。このため、平均粒径が２０μｍ以下の微粒粉のみをＣＩＰで固化成型することで、Ａｌ合金プリフォーム体が得られる。
（スプレイフォーミング法）
但し、Ａｌ基合金組織を、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の内の３種以上からなる体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と確実にするためには、急冷凝固法の内のスプレイフォーミング法が好適である。
但し、Ａｌ基合金組織を、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の内の３種以上からなる体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と確実にするためには、急冷凝固法の内のスプレイフォーミング法が好適である。
スプレイフォーミング法は、通常の溶解鋳造法（インゴットメイキング) よりも、格段に速い冷却・凝固速度を有するために、金属間化合物および金属Ａｌマトリックスを微細化することができ、Ａｌ基合金の加工性と耐熱性とをより向上させることができる。言い換えると、スプレイフォーミング法の冷却・凝固速度は、各金属間化合物相形成と、微細化とに適したものと言える。
但し、いずれの方法：急冷粉末法およびスプレイフォーミング法においても、溶解条件、冷却・凝固速度の最適化は必要である。好ましい形態は、上記本発明成分組成のＡｌ合金を、溶解温度１１００〜１６００℃で溶製した後、この溶湯をスプレイ開始温度まで２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後、９００〜１２００℃でこの溶湯をスプレイを開始して、急冷粉末または、スプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。
（溶解条件）
溶解温度を１１００℃以上としたのは、上記本発明成分組成のＡｌ合金において、各金属間化合物相を完全に溶解させるためである。また、各合金元素の含有量が多いほど、各金属間化合物相を完全に溶解させるためには、溶解温度を１１００℃以上のより高い温度とすることが好ましいが、１６００℃を超える温度とする必要は無い。
溶解温度を１１００℃以上としたのは、上記本発明成分組成のＡｌ合金において、各金属間化合物相を完全に溶解させるためである。また、各合金元素の含有量が多いほど、各金属間化合物相を完全に溶解させるためには、溶解温度を１１００℃以上のより高い温度とすることが好ましいが、１６００℃を超える温度とする必要は無い。
（スプレイ条件）
溶湯のスプレイを開始する際、好ましくは、前記溶湯を、スプレイ開始温度まで２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃でこの溶湯のスプレイを開始して、急冷粉末またはスプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してからスプレイを開始するのは、金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させる効果があるためである。また、低温からスプレイを開始すると、スプレイの冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。
溶湯のスプレイを開始する際、好ましくは、前記溶湯を、スプレイ開始温度まで２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後９００〜１２００℃でこの溶湯のスプレイを開始して、急冷粉末またはスプレイフォーミング法によりプリフォームを作製する。前記高温で溶解するのは、金属間化合物相を完全に溶解させるためであるが、ここで一旦溶湯を冷却してからスプレイを開始するのは、金属間化合物をある程度晶出させることや、晶出した金属間化合物を核として、スプレイフォーミング中に、他の金属間化合物を微細に晶出させる効果があるためである。また、低温からスプレイを開始すると、スプレイの冷却速度を上げ、晶出する金属間化合物が更に微細化される効果がある。
より具体的には、上記溶湯をスプレイ開始温度まで２００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却するパターン制御によって、先ず、スプレイ開始までに、金属間化合物の微細化に効果のあるＡｌ−Ｃｒ、Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物をある程度晶出させ、これを核として、スプレイ中に、Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物を微細に晶出させる。このパターン制御を行なわないと、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。
また、溶湯のスプレイ開始温度までの前記冷却速度が２００℃／ｈ未満では、上記した、金属間化合物を微細に晶出させることができず、晶出する金属間化合物を微細化できない可能性が高い。
溶湯のスプレイ開始温度は、スプレイ過程における、冷却・晶出速度に影響する。即ち、溶湯のスプレイ開始温度は、低温の方が冷却速度を速くしやすい。しかし、スプレイ開始温度が９００℃未満では、スプレイ過程前に、溶湯中に金属間化合物が晶出してしまい、ノズルが閉塞しやすくなる。一方、スプレイ開始温度が１２００℃を超えると、スプレイ過程中での冷却速度が遅くなり、金属間化合物が粗大化しやすい。
スプレイ過程（スプレイフォーミング過程）では、冷却速度を十分に速くすることが重要となる。冷却速度を十分に速くすると、金属間化合物の晶出核生成頻度が多くなるために金属間化合物粒子の粗大化を防止でき、金属間化合物相を微細化できる。また、金属間化合物粒子が微細かされるために、隣接粒と接触する頻度も小さくなり、金属間化合物相の外郭寸法も小さくできる。
なお、一般のスプレイフォーミング法では、強度向上のためにプリフォームを緻密化する方向を重視している。このため、緻密なプリフォームを形成できる程度の緩い凝固状態を形成するために、冷却速度を遅くしている。この結果、一般のスプレイフォーミング法では、微細な金属間化合物相は形成され難い。例えば前記特許文献４のように、プリフォームの気孔率が１質量％以下となっているような場合には、明らかに、冷却速度が遅すぎ、必然的に本発明のような微細な金属間化合物相は得られず、金属間化合物相が粗大となっている。
（冷却条件）
急冷粉末の作製過程、またはスプレイフォーミングにおける（スプレイ過程中の）冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（Ｇ／Ｍ比：単位質量あたりの溶湯に吹き付けるガスの量）によって制御できる。本発明では、このＧ／Ｍ比が高いほど、冷却速度を速くでき、本発明で規定するような微細な金属間化合物相が得られ、金属Ａｌマトリックス中に、各元素を所定量固溶させることができる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させることができる。
急冷粉末の作製過程、またはスプレイフォーミングにおける（スプレイ過程中の）冷却速度は、例えば、ガス／メタル比（Ｇ／Ｍ比：単位質量あたりの溶湯に吹き付けるガスの量）によって制御できる。本発明では、このＧ／Ｍ比が高いほど、冷却速度を速くでき、本発明で規定するような微細な金属間化合物相が得られ、金属Ａｌマトリックス中に、各元素を所定量固溶させることができる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させることができる。
Ｇ／Ｍ比が低過ぎると、冷却速度が不足し、金属Ａｌマトリックス中に、各元素を所定量固溶させることができなくなる。また、金属間化合物相に、前記した金属間化合物を構成する以外の元素を強制固溶させられなくなる。また、金属間化合物相も粗大となる。但し、Ｇ／Ｍ比が高過ぎると、プリフォームの歩留まり（溶湯の堆積効率）が低下する。
これらの条件を満足するＧ／Ｍ比の下限は、例えば、８Ｎｍ 3／ｋｇ以上、好ましくは９Ｎｍ 3／ｋｇ以上、さらに好ましくは１０Ｎｍ3 ／ｋｇ以上のより高めであり、Ｇ／Ｍ比の上限は、例えば、２０Ｎｍ3 ／ｋｇ以下、好ましくは１７Ｎｍ3 ／ｋｇ以下とすることが推奨される。
（緻密化）
このように、急冷粉末によって得られた粉末は、ＣＩＰ後、真空でカプセル封入してＡｌ合金プリフォーム体とする。またスプレイフォーミング法より得られたＡｌ合金は、このＡｌ合金プリフォーム体を真空容器中に密封する。その後、ＨＩＰ処理を行なう。
このように、急冷粉末によって得られた粉末は、ＣＩＰ後、真空でカプセル封入してＡｌ合金プリフォーム体とする。またスプレイフォーミング法より得られたＡｌ合金は、このＡｌ合金プリフォーム体を真空容器中に密封する。その後、ＨＩＰ処理を行なう。
熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）における条件は、特に限定されないが、真空容器中にプリフォームを密封した状態で、例えば、温度４５０〜６００℃、圧力８０ＭＰａ（８００気圧）以上、時間１〜１０ｈｒでの処理条件が推奨される。この熱処理過程で、さらに、Ａｌ−Ｍｎ系析出物が析出し、金属間化合物の平均サイズを微細化させるが、温度及び圧力が低すぎたり時間が短すぎると気孔が残留し易くなり、温度が高すぎたり時間が長すぎると、金属間化合物相が粗大化しやすく、アルミマトリックス中の固溶量も少なくなる。
この点、好ましい温度範囲は、５００〜６００℃程度、特に５５０〜６００℃程度である。好ましい圧力は、９００ＭＰａ以上、特に１０００ＭＰａ以上である。なお圧力の上限は特に限定されないが、圧力をかけすぎても効果が飽和するため、通常２０００ＭＰａ以下とする。好ましい時間は、１〜５ｈｒ程度、特に１〜３ｈｒ程度である。
（熱間加工）
前記した通り、本発明Ａｌ基合金組織と特性とは、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、更に、鍛造、押出、圧延などのいずれかの熱間加工（塑性加工）することによって得られる。急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体そのまま、あるいは、プリフォーム体をＣＩＰやＨＩＰしたものでは、本発明Ａｌ基合金組織と特性とは得られない。
前記した通り、本発明Ａｌ基合金組織と特性とは、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、更に、鍛造、押出、圧延などのいずれかの熱間加工（塑性加工）することによって得られる。急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体そのまま、あるいは、プリフォーム体をＣＩＰやＨＩＰしたものでは、本発明Ａｌ基合金組織と特性とは得られない。
鍛造、押出、圧延などのいずれかの熱間加工によって、Ａｌ基合金組織における、金属間化合物相が微細均一に分散される。但し、これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、４５０〜６００℃の範囲とすることが好ましい。このような加工温度範囲において熱間加工すると、金属間化合物相が微細化されるとともに、均一に分散される。
熱間加工における加工温度が６００℃を超えて高くなると、金属間化合物相が析出して、Ａｌマトリックス中の固溶量が確保できなくなるとともに、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。一方、加工温度が４００℃未満では、熱間加工による上記金属間化合物微細化効果が達成できない。
同様の主旨で、これらの熱間加工における歪み速度は１０-4〜１０-0 (１／ｓ) とすることが好ましい。歪み速度がこれより大き過ぎると、熱間加工による上記効果が達成できない。また、歪み速度がこれより小さ過ぎると、金属間化合物相が析出して、金属間化合物相が粗大化する可能性が高い。
このように熱間加工されたＡｌ基合金は、そのまま、あるいは、機械加工など適宜の処理が施されて、製品Ａｌ基合金とされる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示すように、各成分組成のＡｌ合金の溶湯を１２００℃の各溶解温度で溶解し、この溶湯を各スプレイ開始温度まで１００℃／ｈ以上の冷却速度で冷却し、その後１０００〜１１００℃でこの溶湯のスプレイを開始して、各Ｇ／Ｍ比２〜１０でスプレイフォーミング（使用ガス：Ｎ2 ）し、種々のプリフォームを作製した。発明例、比較例の各例における、これらスプレイフォーミング条件（溶解温度、スプレイ開始温度、平均Ｇ／Ｍ比：単位はＮｍ 3／ｋｇ）も表１に示す。
これら得られた各プリフォームを、ＳＵＳ製の缶に装填し、１３ｋＰａ（１００Ｔｏｒｒ）以下に減圧した状態で、温度４００℃で２時間保持して脱気し、缶を密封してカプセルを形成した。これらカプセル（脱気処理材）をそのまま、表１に示す鍛造温度、鍛造速度（歪み速度）の条件で、丸棒状に熱間鍛造加工し、各Ａｌ基合金（試験材）を得た。
これら熱間鍛造加工後のＡｌ基合金の組織と特性を以下のようにして、測定評価した。これらの結果を各々表２に示す。
（金属間化合物相の体積分率）
Ａｌ基合金組織の金属間化合物相の体積分率は、１０００倍のＳＥＭにより、約８０μｍ×約１２０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。そして、反射電子像により、写真撮影なり画像処理した視野内の組織の、金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別し、視野内の金属間化合物相の体積分率を測定した。
Ａｌ基合金組織の金属間化合物相の体積分率は、１０００倍のＳＥＭにより、約８０μｍ×約１２０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。そして、反射電子像により、写真撮影なり画像処理した視野内の組織の、金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別し、視野内の金属間化合物相の体積分率を測定した。
（金属間化合物の平均サイズ）
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によりＥＤＸを併用して行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像（例えば前記図１）から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。
金属間化合物（金属間化合物粒子）の平均サイズの測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）によりＥＤＸを併用して行なった。即ち、ＴＥＭの視野内の観察組織像（例えば前記図１）から、金属間化合物をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属間化合物の重心直径を求め、平均化して求めた。測定対象視野数は１０とし、各視野の平均サイズを更に平均化して、金属間化合物の平均サイズとした。
（金属間化合物相の同定）
Ｘ線回折装置（理学製RINT1500）により、金属間化合物の結晶構造を解析し、組織内の金属間化合物が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系のいずれが存在するかを特定し、組織を構成する金属間化合物の種類を特定した。
Ｘ線回折装置（理学製RINT1500）により、金属間化合物の結晶構造を解析し、組織内の金属間化合物が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系のいずれが存在するかを特定し、組織を構成する金属間化合物の種類を特定した。
（金属Ａｌのプールの最大長さ）
金属Ａｌのプールの最大長さ（μｍ）の測定は、試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を、前記した通り、最大長さレベルに応じて、５００倍または１０００倍のＳＥＭ（日立製作所製：Ｓ４５００型電界放出型走査電子顕微鏡ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emissionn Scanninng Electron Microscoppy）により、約２００μｍ×約１５０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。この反射電子像の観察により、金属Ａｌプール（金属Ａｌ相）は、前記図２のように、黒い像として観察される。
金属Ａｌのプールの最大長さ（μｍ）の測定は、試験材を鏡面研磨し、研磨面の組織を、前記した通り、最大長さレベルに応じて、５００倍または１０００倍のＳＥＭ（日立製作所製：Ｓ４５００型電界放出型走査電子顕微鏡ＦＥ−ＳＥＭ：Field Emissionn Scanninng Electron Microscoppy）により、約２００μｍ×約１５０μｍ程度の大きさの各１０視野のＡｌ基合金の組織観察した。この反射電子像の観察により、金属Ａｌプール（金属Ａｌ相）は、前記図２のように、黒い像として観察される。
そして、視野内のこれら黒い像の領域をトレースし、画像解析のソフトウエアとして、MEDIACYBERNETICS社製のImage-ProPlus を用いて、各金属Ａｌのプール（黒い像）の最大長さ（重心直径の最大値）を画像解析により求めた。測定対象とする、視野内の金属Ａｌプールの最大長さは１μｍ以上とし、この１μｍ以上の全ての金属Ａｌプールの最大長さを各々求めて、視野内の金属Ａｌプールの最大長さとして平均化した。なお、金属Ａｌプールの最大長さが１μｍ未満のものは測定が困難であり、却って誤差を生じるために、測定対象から外して足切りした。そして、この観察を１０視野で行い、更に平均化した。なお、組織観察においては、ＳＥＭ写真における金属Ａｌ相と金属間化合物相との区別をＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ- ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって行った。また、金属間化合物相を明瞭に観察するため、上記反射電子により観察した。
(機械的特性）
これらＡｌ基合金の機械的特性として、室温における強度と伸び、２００℃の高温における強度（耐熱強度）と伸びを測定した。
これらＡｌ基合金の機械的特性として、室温における強度と伸び、２００℃の高温における強度（耐熱強度）と伸びを測定した。
(耐熱強度、伸び）
平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を２００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片をこの温度で高温引張試験を行なった。引張速度は０．５ｍｍ／ｍｉｎとし、歪み速度５×１０-4（１／ｓ）とした。室温における引張試験は、上記温度を１５℃とした点のみ相違し、他は上記高温引張試験と同じ条件で行なった。
平行部Φ４×１５ｍｍＬとした各Ａｌ基合金の試験片を２００℃に加熱して１５分この温度に保持後、試験片をこの温度で高温引張試験を行なった。引張速度は０．５ｍｍ／ｍｉｎとし、歪み速度５×１０-4（１／ｓ）とした。室温における引張試験は、上記温度を１５℃とした点のみ相違し、他は上記高温引張試験と同じ条件で行なった。
高温引張強度は３３０ＭＰａ以上のものを耐熱強度乃至耐熱性が合格として評価した。高温伸びは１５％以上のものを良好として評価した。
(加工性）
これらＡｌ基合金の加工性は、熱間鍛造加工性として、上記各熱間鍛造加工の際に、比較的速い各規定鍛造速度で、表面に割れが発生せずに、正常に鍛造できたものを加工性が○として評価した。一方、表面に割れが発生したものを加工性が×として評価した。
これらＡｌ基合金の加工性は、熱間鍛造加工性として、上記各熱間鍛造加工の際に、比較的速い各規定鍛造速度で、表面に割れが発生せずに、正常に鍛造できたものを加工性が○として評価した。一方、表面に割れが発生したものを加工性が×として評価した。
表１〜２から明らかなように、発明例１〜８は、本発明で規定する各合金元素量範囲と、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの総和（７種）の範囲をともに満足する。また、好ましい製造条件：スプレイフォーミング条件、熱間鍛造条件で製造されている。
このため、発明例１〜８は、表２から明らかなように、本発明で規定するＡｌ基合金組織を満足している。この結果、発明例１〜８は、表２から明らかなように、特性：熱間加工性、高温特性に優れている。図１に発明例１の前記１５０００倍のＴＥＭでの組織（図面代用写真）を示す。この図１に示す組織は、このＡｌ基合金組織が体積分率で５０％の粒状の金属間化合物相と残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記粒状の金属間化合物相が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の内の３種以上からなる組織である。
但し、発明例８は、金属間化合物の平均サイズが好ましい上限を超えて粗大化している。この結果、発明例８は、表２から明らかなように、他の発明例に比して、特性：熱間加工性、高温特性が低い。
一方、比較例９〜１９は、本発明で規定する各合金元素量範囲、これら各合金元素量の総和（７種）、好ましい製造条件：スプレイフォーミング条件、熱間鍛造条件のいずれかが外れている。
このため、比較例９〜１９は、本発明で規定するＡｌ基合金組織から外れている結果、発明例に比して、特性：熱間加工性、高温特性が劣っている。
比較例９は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｍｎ含有量が下限を下回る。
比較例１０は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｍｎ含有量が上限を上回り、前記金属間化合物相の種類が３種未満と少ない。
比較例１１は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｓｉ含有量が下限を下回る。
比較例１２は、好ましい製造条件で製造されているものの、各合金元素量の総和（７種）が上限を上回る。
比較例１３は、好ましい製造条件で製造されているものの、各合金元素量の総和（７種）が下限を下回る。
比較例１４は、各合金元素量とこれら各合金元素量の総和とが発明範囲内であるにもかかわらず、熱間鍛造温度が高過ぎるため、金属間化合物相の体積分率が上限８０％を超えている。
比較例１５は、各合金元素量の総和が発明範囲内だが低めで、熱間鍛造温度が低めなために、金属間化合物相の体積分率が下限３５％を割っている。
比較例１６は、各合金元素量と各合金元素量の総和が発明範囲内だが低めで、前記金属間化合物相の種類が３種未満と少ない。
比較例１７は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｖ含有量が下限を下回る。
比較例１８は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｃｒ含有量が下限を下回る。
比較例１９は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｆｅ含有量が下限を下回る。
比較例１０は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｍｎ含有量が上限を上回り、前記金属間化合物相の種類が３種未満と少ない。
比較例１１は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｓｉ含有量が下限を下回る。
比較例１２は、好ましい製造条件で製造されているものの、各合金元素量の総和（７種）が上限を上回る。
比較例１３は、好ましい製造条件で製造されているものの、各合金元素量の総和（７種）が下限を下回る。
比較例１４は、各合金元素量とこれら各合金元素量の総和とが発明範囲内であるにもかかわらず、熱間鍛造温度が高過ぎるため、金属間化合物相の体積分率が上限８０％を超えている。
比較例１５は、各合金元素量の総和が発明範囲内だが低めで、熱間鍛造温度が低めなために、金属間化合物相の体積分率が下限３５％を割っている。
比較例１６は、各合金元素量と各合金元素量の総和が発明範囲内だが低めで、前記金属間化合物相の種類が３種未満と少ない。
比較例１７は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｖ含有量が下限を下回る。
比較例１８は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｃｒ含有量が下限を下回る。
比較例１９は、好ましい製造条件で製造されているものの、Ｆｅ含有量が下限を下回る。
以上の結果から、本発明の各要件、好ましい要件の臨界的な意義が裏付けられる。
以上説明したように、本発明は、軽量であり、２００〜３００℃付近における耐熱強度と伸び特性が高く、熱間加工時の加工性に優れているＡｌ基合金を提供できる。したがって、自動車や航空機などの、ピストン、コンロッドなどの耐熱特性が求められる種々の部品に適用することができる。また、高位置決め精度精密機器用部材、高精度軽量ロボットアーム、軽量高剛性プレートリングチャック、高精度マイクロハードディスクサブストレート、軽量骨組み構造材等の用途のうち、耐熱強度と軽量性を要求される押出形材（型材）にも適用することができる。
Claims (4)
- 質量％にて、Ｍｎ：５〜１０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ｆｅ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜８％、Ｃｕ：５％以下（０を含まず）、Ｍｇ：３％以下（０を含まず）、Ｎｉ：１〜５％、を各々含み、かつ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇの総和が１２〜２８％であり、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ基合金であって、このＡｌ基合金組織が体積分率で３５〜８０％の金属間化合物相と残部が金属Ａｌマトリックスとで構成され、前記金属間化合物相が、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｖ系の内の３種以上からなることを特徴とする加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金。
- 前記Ａｌ基合金組織中に存在する金属間化合物の平均サイズが５μｍ以下である請求項１に記載の加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金。
- 前記金属間化合物相にて区切られた前記金属Ａｌのプールの最大長さの平均が４０μｍ以下である請求項１または２に記載の加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金。
- 前記Ａｌ基合金が、急冷凝固法により得られたＡｌ合金プリフォーム体を、更に熱間加工して得られたものである請求項１乃至３のいずれか１項に記載の加工性と耐熱性とに優れたＡｌ基合金。
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