JP4699787B2

JP4699787B2 - 耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金

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Publication number: JP4699787B2
Application number: JP2005095279A
Authority: JP
Inventors: 桂梶原; 敏晃高木; 英雄畠
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2005-03-29
Filing date: 2005-03-29
Publication date: 2011-06-15
Anticipated expiration: 2025-03-29
Also published as: JP2006274352A

Description

本発明は、耐磨耗性と剛性とに優れた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。

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３００℃で３００ＭＰａ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、耐摩耗性が必要な構造材においては、この粗大な化合物から、チッピングを起こし、耐摩耗性を低下させる。

また、これらＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成され、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した、分散強化型組織となっている。

このような分散強化型組織においては、金属Ａｌマトリックスの強度が比較的低いために、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に使用された場合、硬い金属間化合物相を表面に保持できず、耐摩耗性や剛性が低下するという問題もある。

本発明は、かかる問題に鑑みなされたもので、耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性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、本発明の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性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％、Ｎｉ：０．５〜５％、を各々含み、かつ、これら６種の元素の総和が１５〜３０％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組織中に、Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相を有し、このＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が１０質量％以上であることとする。

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。

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。

本発明に係るＡｌ基合金は、金属Ａｌマトリックスと上記多量の金属間化合物相とで構成され、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した、分散強化型組織となっている。このような分散強化型組織においては、前記した通り、金属Ａｌマトリックスの強度が比較的低いために、耐熱強度と軽量性を要求される機械部品に使用された場合、硬い金属間化合物相を表面に保持できず、耐摩耗性や剛性が低下するという問題がある。

更に、本発明のように、合金元素の添加量が多くなり、金属間化合物相が多くなると、Ａｌ基合金の耐摩耗性は、Ａｌマトリックスの強度がより律速するようになる。即ち、前記耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できるだけのＡｌマトリックスの強度がより必要となる課題もある。

これに対して、本発明者らは、Ｍｎを必須に含むＡｌ基合金では、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄなどの、他の合金添加元素を更に含有した場合に、Ａｌ基合金の製造条件によっては、その金属組織中に存在するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相に、これら他の合金添加元素が１種以上固溶する場合があることを知見した。

そして、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物相に、金属間化合物を構成するＭｎ以外の前記他の合金添加元素が１種以上、更に固溶した場合、金属間化合物相に前記元素が更に固溶しない場合に比して、耐熱性、耐摩耗性とが著しく向上することを見出した。

また、本発明者らは、このような合金系のＡｌ基合金では、Ａｌ基合金の製造条件によっては、その金属Ａｌマトリックス（母相）中にも、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄなどの合金添加元素が１種以上固溶する場合があることを知見した。

そして、金属Ａｌマトリックス（母相）中に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄなどの合金添加元素が１種以上固溶した場合も、これら合金元素が固溶しない場合に比して、耐熱性、耐摩耗性とが向上することも見出した。

また、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を主相とすることにより、Ａｌ基合金の剛性である、常温ヤング率や高温ヤング率も、ともに兼備した材料となることも知見した。なお、本発明で言う、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物とは、後述する分析方法によって、Ｍｎを含む金属間化合物の構成元素（分析元素）の内、Ａｌを除いて、Ｍｎの含有量が最も高い値を示す金属間化合物を指す。

（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Ａｌ基合金の基本的な化学成分組成は、質量％にて、Ｍｎ：５〜１０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ｆｅ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜８％、Ｎｉ：０．５〜５％、を各々含み、かつ、これら６種の元素の総和が１５〜３０％であり、残部がＡｌおよ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、Ｓｉ、Ｎｉの、特定の複数元素の組み合わせによる同時含有は、耐熱性、剛性とともに、耐摩耗性を向上させる効果がある。

本発明Ａｌ基合金では、これらの基本的な化学成分組成に加えて、更に、Ｃｕ：０．５〜５％、Ｍｇ：０．５〜３％の１種または２種、および／または、更にＮｄ：０．２〜２％、を選択的に含んで良い。

（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。更に、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を主相とすることにより、Ａｌ基合金の剛性である、常温ヤング率や高温ヤング率も、ともに兼備できるようになる。そして、このＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相に、Ｍｎ以外の前記合金添加元素のいずれかが更に固溶することによって、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを向上させる。

これらの効果を発揮させるため、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、上記耐熱強度、耐磨耗性、剛性などの特性を向上できない。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、これらの特性を阻害する。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、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、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、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。

（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０．５〜５％とする。０．５％の下限未満では、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。

（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、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。

（６種の元素の総和）
本発明では、ＡＬ−Ｍｎ系金属間化合物相やＡｌ母相中への合金元素の固溶量を確保し、耐熱性、剛性、耐摩耗性向上を確実なものとするために、更に、これらＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの６種の合金元素の総和でも規定する。即ち、これら６種の元素の総和（これら６種の元素の合計含有量）は１５〜３０％、より好ましくは１６〜２９％と規定する。

金属Ａｌマトリックスと金属間化合物相とで構成されている本発明Ａｌ基合金において、金属Ａｌマトリックスは軟らかく、金属間化合物相は硬い。したがって、本発明Ａｌ基合金では、このような、軟らかい金属Ａｌマトリックス中に、硬い金属間化合物相が分散した組織となっている。そして、この硬い金属間化合物相が、Ａｌ基合金に、耐熱性と耐磨耗性、剛性、また、高温疲労強度を持たせる主相となる。一方、軟らかい金属Ａｌマトリックスは、これら硬い金属間化合物相のバインダー、あるいは、これら硬いの土台となって、金属間化合物相の機能を発揮させる役割を担う。

これらの金属間化合物相や金属Ａｌマトリックスの機能は、ＡＬ−Ｍｎ系金属間化合物相やＡｌ母相中へ、合金元素が固溶することによって、より発揮される。したがって、上記６種の元素の総和が下限１５％未満では、ＡＬ−Ｍｎ系金属間化合物相、およびＡｌ母相中への合金元素の固溶量が各々不足する。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とを効果的に向上させることができない。

一方、上記６種の元素の総和が３０％の上限を超えた場合、ＡＬ−Ｍｎ系金属間化合物相と、この金属間化合物相にＭｎ以外のいずれかの合金元素が固溶した組織が得られたとしても、靭性が低下して、Ａｌ基合金の耐熱強度を却って低下させる。

以下、これ以外の選択的な添加元素について説明する。
（Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種）
Ｃｕ、Ｍｇはともに、金属間化合物を形成して耐熱強度（耐熱性）を向上させる。
Ｃｕは、０．５％以上の含有で、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。しかし、５％を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度が低下する。したがって、Ｃｕを選択的に含有させる場合の含有量の範囲は０．５〜５％、より好ましくは０．６〜４．５％の範囲とする。

Ｍｇは、０．５％以上の含有で、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｒ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。しかし、３％を超えると、粗大な化合物を形成して、却って耐熱強度が低下する。したがって、Ｍｇを選択的に含有させる場合の含有量の範囲は０．５〜３％、より好ましくは０．６〜２．５％の範囲とする。

（Ｎｄ）
Ｎｄは０．２％以上の含有で、耐熱強度（耐熱性）を向上させる。しかし、２％を超えると、却って耐熱強度や靱性が低下する。したがって、Ｎｄを選択的に含有させる場合の含有量の範囲は０．２〜２％、より好ましくは、０．３〜１．８％の範囲とする。

(金属間化合物相の体積分率)
Ａｌ基合金において、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を含め、上記合金添加元素によって形成される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基合金の耐熱性、耐摩耗性、剛性が低下する。

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、却って耐熱性、耐摩耗性、剛性が低下する。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、本発明で言う金属間化合物とは、実施例で後述する図１（組織を示す図面代用写真）における黒色乃至灰色の粒子であり、これら個々の金属間化合物乃至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）を本発明では金属間化合物相と言う。

(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、上記金属間化合物相は、Ａｌ−Ｍｎ系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、より好ましくは４．５μｍ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基合金の諸特性や靱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。

(Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物相)
本発明では、Ａｌ基合金の金属組織中に、Ａｌ−Ｍｎ系を主相とする金属間化合物相を形成する。本発明Ａｌ基合金組織において、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物は、例えば、Ａｌ₆Ｍｎ、Ａｌ₄Ｍｎ、Ａｌ₁₂Ｍｎ、Ａｌ―（Ｍｎ，Ｆｅ）、Ａｌ―（Ｍｎ，Ｆｅ）−Ｓｉ、Ａｌ−（Ｍｎ，Ｆｅ）−Ｖ―Ｓｉなどの金属間化合物を形成する。本発明では、これらＭｎを含む金属間化合物、あるいはこれ以外のＭｎを含む金属間化合物でも、後述する分析方法によって、金属間化合物の構成元素（分析元素）の内、Ａｌを除いて、Ｍｎの含有量が最も高い値を示す金属間化合物をＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物と規定する。

Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物を主相とすることにより、Ａｌ基合金の剛性である、常温ヤング率や高温ヤング率も、ともに兼備した材料となる。

そして、このＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相に、金属間化合物を構成するＭｎ以外の他のＶ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの合金添加元素が１種以上、固溶した場合、金属間化合物相に前記元素が更に固溶しない場合に比して、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物およびＡｌ基合金の強度、靭性、硬さ（耐熱強度、耐摩耗性）を向上させることができる。

この効果を発揮するためには、Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相における、固溶したＶ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの合金添加元素の総和が１０質量％以上、好ましくは１１質量％以上であることが必要である。合金添加元素の総和が下限１０質量％未満では、Ａｌ基合金の強度、靭性、硬さ（耐熱強度、耐摩耗性）の向上効果が十分ではない。

（Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物相への固溶量評価方法）
Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物相への合金添加元素の固溶量測定は、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）および、このＴＥＭに付随の４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ- ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いる。即ち、この分析機器によって、前記ＴＥＭ視野内の、Ｍｎを含む金属間化合物の内、Ａｌを除いて、Ｍｎの含有量が最も高い値を示す金属間化合物をＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物と特定する。そして、これら特定されたＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物を例えば各々１０点任意に選択し、これらＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物中の、前記した元素の固溶量の総和を各々測定して、それを平均化する。

（金属Ａｌ中への各元素の固溶）
上記したＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相への固溶に加えて、金属Ａｌマトリックス中にも、各合金添加元素の総和で０．１〜１０質量％固溶することによって、金属Ａｌマトリックスの強度が上昇し、耐熱機械部品に使用された場合でも、金属Ａｌマトリックスが硬い金属間化合物相を表面に保持でき、Ａｌ基合金の耐摩耗性を向上させることができる。

各合金添加元素の固溶量の総和が０．１％質量未満では、金属Ａｌマトリックスの強度が、耐熱機械部品に使用された場合に、硬い金属間化合物相を表面に保持できる程度に上昇しない。一方、各合金添加元素の固溶量の総和が１０質量％を超えた場合、却って、金属Ａｌマトリックスが脆くなって、靱性が低下し、耐熱機械部品として使用できなくなる。

各合金添加元素の固溶量の総和とは、Ａｌ基合金が、Ｍｎの他に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉのみを含む場合には、これらの合金添加元素の固溶量の総和となる。また、Ａｌ基合金が、更に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種を含む場合には、これらＣｕ、Ｍｇを加えた合金添加元素の総和となる。また、Ａｌ基合金が、更に、Ｎｄを含む場合には、これらＮｄを加えた合金添加元素の総和となる。

（Ａｌ母相への固溶量の評価方法）
金属Ａｌマトリックスへの合金添加元素の固溶量測定は、前記Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物相への合金添加元素の固溶量測定と同じく、５０００〜１５０００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）および、このＴＥＭに付随の４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙ
ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ- ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いる。そして、これらの機器により、前記ＴＥＭ視野内の金属Ａｌマトリックスを例えば各々１０点任意に選択して、前記した元素の固溶量の総和を各々測定し、平均化する。

（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、ＣＩＰやＨＩＰにて緻密化処理することによって得られる。更に、前記プリフォーム体を、そのまま、あるいは、ＣＩＰやＨＩＰ処理後鍛造、押出、圧延などの熱間加工（塑性加工）しても良い。

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。

（スプレイフォーミング法）
但し、Ａｌ基合金組織を、合金元素が固溶したＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相や金属Ａｌマトリックスとするためには、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。

スプレーフォーミング法は、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、金属間化合物中および金属Ａｌマトリックス中に、所定量固溶させることができる。このため、Ａｌ基合金の耐熱性と耐磨耗性とをより向上させることができる。言い換えると、スプレー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、金属Ａｌマトリックスや金属間化合物への上記合金元素の強制固溶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１２５０〜１６００℃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１２５０℃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１２５０℃℃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。

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。

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、８Ｎｍ³／ｋｇ以上、好ましくは９Ｎｍ³／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。

熱間静水圧プレス処理（ＨＩＰ処理；ＨｏｔＩｓｏｓｔａｔｉｃＰｒｅｓｓｉｎｇ）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。

このように熱間ＨＩＰ処理された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。

（熱間加工）
一旦緻密化した後、更に、熱間にて、鍛造、押出、圧延のいずれかで加工しても良い。また、前記急冷粉末冶金法によって得られた粉末も、ＣＩＰやＨＩＰで一旦固化成型したＡｌ基合金（プリフォーム体）を、上記熱間加工しても良い。

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、金属間化合物相がより微細均一に分散されるとともに、金属Ａｌマトリックスへの各元素の固溶量がより確保される。但し、金属Ａｌマトリックスへの固溶量確保のためには、これらの鍛造、押出、圧延の熱間加工における加工温度は、４００〜４５０℃の範囲と、比較的低く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、金属間化合物相がより微細化されるとともに、より均一に分散される。また、Ａｌマトリックス中の固溶量がより確保される。

熱間加工における加工温度が４５０℃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^-1 (１／ｓ) と比較的低く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、Ａｌマトリックス中に固溶する前記添加元素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。

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、１３００〜１４５０℃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１０００〜１２００℃でこの溶湯のスプレイを開始して、各Ｇ／Ｍ比２〜１５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Ｎｍ³／ｋｇ）も表１に示す。なお、表１において「−」で示す元素含有量は検出限界以下であることを示す。

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。得られたカプセルをＨＩＰ処理［温度：５５０℃、圧力：１００ＭＰａ（１０００気圧）、保持時間：２時間］して、緻密なＡｌ基合金（試験材）を得た。

これらＨＩＰ処理後の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をＥＤＸによって行った上で、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。

（Ｍｎ金属間化合物相への元素固溶量）
前記視野内の各金属間化合物相を、Ｘ線回折およびＴＥＭの電子線回折パターンから、金属間化合物相内の金属間化合物の結晶構造を解析し、その内、Ｍｎの含有量がＡｌを除き他元素に比較して最も高いＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相を特定し、他の金属間化合物と識別した。
その上で、１５０００倍の組織のＦＥ−ＴＥＭ（日立製作所製、ＨＦ−２０００電界放射型透過電子顕微鏡）および、このＴＥＭに付随の、４５０００倍のＥＤＸ（Ｋｅｖｅｘ社製、Ｓｉｇｍａエネルギー分散型Ｘ線検出器：ｅｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ- ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）により、前記視野内のＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物相を各々１０点測定し、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄの金属間化合物相への固溶量の総和を求め、平均化した。

（金属Ａｌ母相中への元素固溶量）
前記したＴＥＭ−ＥＤＸによる固溶量測定方法により、各例とも、金属Ａｌ中へのＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄの固溶量の総和を求めた。

(強度)
Ａｌ基合金の耐熱性を評価するため、室温と高温の強度を測定した。高温強度は、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。高温引張強度は、３００ＭＰａ以上のものを高温強度乃至耐熱性が合格として評価した。室温強度は、上記支援を室温（１５℃）で行なった。

（耐磨耗性）
Ａｌ基合金の高温での耐磨耗性試験は、ピンオンディスク磨耗試験で行なった。ピン材（Φ７ｍｍ×１５ｍｍ長さ、約１ｇ）に各試験材をセットし、磨耗相手側である試験ディスク材はＦＣ２００（鋳鉄）とした。試験温度は２００℃とし、荷重１０ｋｇｆ、ピンの回転半径０．０２ｍで、回転する前記試験ディスク材に、試験材を、潤滑無しで１０分間接触させた。この際の各試験材の摩耗による質量減少率、（試験前質量−試験後質量）／試験材の試験前質量で評価した。この質量の摩耗減少率が０．２ｇ以下のものを高温での耐磨耗性が合格として評価した。

（ヤング率）
Ａｌ基合金の剛性を評価するため、試験片（１６ｍｍφ×１０ｍｍ）を作製し、室温と高温のヤング率を各々測定した。測定方法は、超音波法にて行い、測定装置は、マテック社製超音波音速測定装置（ＭＢＳ８０００型）によって行った。測定温度は、室温と２００℃で行った。

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、これら各合金元素量の総和の範囲をともに満足する。また、組織的にも、Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相を有し、金属間化合物相の体積分率規定を満足する。更に、このＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｎｄの１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が１０質量％以上である。そして、好ましい製造条件：スプレイフォーミング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、高温強度、高温耐摩耗性、高温剛性に優れている。図１に発明例１の前記１５０００倍のＦＥ−ＴＥＭでの組織（図面代用写真）を示す。この図１に示す組織は、Ａｌ基合金組織が、体積分率で５０％の黒色乃至灰色の柱状乃至粒状の金属間化合物（相）と、残部がこれら金属間化合物で囲まれた白色部分の金属Ａｌマトリックスとで構成されている。これら柱状乃至粒状の金属間化合物はＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物であり、このＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物（相）に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｄが総和で１９％固溶した組織である。

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、高温強度、高温耐摩耗性、高温剛性が低い。

一方、比較例９〜１８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の範囲、金属間化合物相の体積分率規定、このＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相への合金元素固溶量総和、好ましい製造条件（スプレイフォーミング条件）のいずれかが外れている。

このため、比較例９〜１８は、発明例に比して、高温強度、高温耐摩耗性、高温剛性が低い。

比較例９〜１７は、好ましい製造条件で製造されているものの、本発明で規定する合金元素量範囲から外れている。
比較例９は、Ｍｎ含有量が下限を下回る。
比較例１０は、Ｍｎ含有量が上限を上回る。
比較例１１は、合金元素の総和が下限を下回る。
比較例１２は、合金元素量の総和が上限を上回る。
比較例１３は、必須のＶを含んでいない（Ｖレス）。
比較例１４は、必須のＣｒを含んでいない（Ｃｒレス）。
比較例１５は、必須のＦｅを含んでいない（Ｆｅレス）。
比較例１６は、必須のＮｉを含んでいない（Ｎｉレス）。
比較例１７は、必須のＳｉを含んでいない（Ｓｉレス）。
比較例１８は、成分組成は発明例１と同じ範囲内だが、スプレイフォーミング条件の内、平均Ｇ／Ｍ比が３Ｎｍ³／ｋｇと低過ぎる。

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、耐磨耗性と剛性が高い耐熱性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。

実施例発明例１のＡｌ基合金組織を示す図面代用写真である。

Claims

質量％にて、Ｍｎ：５〜１０％、Ｖ：０．５〜５％、Ｃｒ：０．５〜５％、Ｆｅ：０．５〜５％、Ｓｉ：１〜８％、Ｎｉ：０．５〜５％、を各々含み、かつ、これら６種の元素の総和が１５〜３０％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組織中に、Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相を有し、このＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相に、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの１種以上が固溶しており、これら固溶した元素の総和が１０質量％以上であることを特徴とする耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記金属Ａｌマトリックス中に、前記Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉの元素の内の１種以上が、これらの総和で０．１〜１０質量％固溶している請求項１に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性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または２に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記Ａｌ基合金が、更に、Ｃｕ：０．５〜５％、Ｍｇ：０．５〜３％の１種または２種を含む、請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相に、Ｃｕ、Ｍｇの１種または２種が更に固溶しており、これらＣｕ、Ｍｇを加えた前記固溶した元素の総和が１０質量％以上である請求項４に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記金属Ａｌマトリックス中に、前記Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉに、Ｃｕ、Ｍｇを加えた元素の内の１種以上が、これらの総和で０．１〜１０質量％固溶している請求項４または５に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記Ａｌ基合金が、更に、Ｎｄ：０．２〜２％を含む請求項１乃至６のいずれか１項に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記Ａｌ−Ｍｎ系の金属間化合物相に、Ｎｄが更に固溶しており、これらＮｄを加えた前記固溶した元素の総和が１０質量％以上である請求項７に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。
前記金属Ａｌマトリックス中に、前記Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、ＮｉにＮｄを加えるか、前記Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉに、Ｃｕ、Ｍｇを加え、更にＮｄを加えた元素の内の１種以上が、これらの総和で０．１〜１０質量％固溶している請求項７または８に記載の耐磨耗性と剛性とに優れた耐熱性Ａｌ基合金。