JP6072030B2 - 鉄−マンガン全率固溶体を含むアルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金及びその製造方法に係り、より詳細には、アルミニウム基地に鉄−マンガン全率固溶体（ｃｏｍｐｌｅｔｅ ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ）を形成させたアルミニウム合金及びその製造方法に関する。

アルミニウム合金において、合金元素（ａｌｌｏｙｉｎｇ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）は、多様な目的として添加される。このような合金元素は、鋳造品質に影響を及ぼすか、または合金組織に影響を及ぼしうる。したがって、鋳造品質の向上または合金組織制御の目的として合金元素の種類及び形態を制御する必要がある。

例えば、鋳造品質面から見れば、鉄は、アルミニウム合金と鉄系合金とで製造された金型の焼着防止のために添加されうる。しかし、鉄は、アルミニウム合金の耐蝕性を弱化させるために、その添加がさらに制限されうる。このような点で、アルミニウム合金に鉄を添加して金型の焼着を防止しながらも、耐蝕性の低下を防止する必要がある。

他の例として、合金組織面から見れば、通常の耐熱アルミニウム合金は、アルミニウム基地に鉄などを添加して、アルミニウムとこれら合金元素の金属間化合物とを分散制御することによって、耐熱特性を具現している。このような金属間化合物は、液相から固相への凝固時に、アルミニウム基地に晶出させるか、またはアルミニウム合金の熱処理を通じてアルミニウム基地に析出させうる。

しかし、このようなアルミニウム合金は、２００℃以上の環境で耐熱特性が低下する問題点がある。このようなアルミニウム合金が、２００℃以上で長期間保持された場合、晶出または析出された金属間化合物が熱力学的平衡を保持するために、基地であるアルミニウムと反応して、新たな中間相を形成するか、このような金属間化合物が粗大化されることによって、クラック（ｃｒａｃｋ）の発生及び転移が起こる。

本発明は、従来の問題点を解決するために案出されたものであって、アルミニウム基地内に鉄−マンガン全率固溶体を含むアルミニウム合金及びその製造方法を提供する。

このような本発明の課題は、例示的に提示され、したがって、本発明が、このような課題に制限されるものではない。

本発明の一観点によるアルミニウム合金の製造方法が提供される。鉄−マンガン合金粉末を提供する。前記鉄−マンガン合金粉末をアルミニウム溶湯に投入する。前記アルミニウム溶湯を金型鋳造して、鉄−マンガン全率固溶体を含むアルミニウム合金を製造する。

前記製造方法において、前記鉄−マンガン合金粉末は、アトマイズ（ａｔｏｍｉｚｅ）法を用いて製造可能である。

前記製造方法は、前記投入する段階後、前記鉄−マンガン合金粉末の少なくとも一部を前記アルミニウム溶湯内で溶解させる段階をさらに含みうる。さらに、前記溶解させる段階は、プラズマアーク溶解法または真空誘導溶解法を利用できる。

前記製造方法において、前記アルミニウム溶湯は、母材であるアルミニウム以外に添加元素として銅及びシリコンを含みうる。

前記製造方法において、前記アルミニウム溶湯は、母材であるアルミニウム以外に添加元素としてシリコン及びマグネシウムを含みうる。

本発明の他の観点によれば、アルミニウム基地と、前記アルミニウム基地上に分布された鉄−マンガン全率固溶体と、を含むアルミニウム合金であって、前記アルミニウム合金は、鉄とマンガンとが全率固溶体を形成せず、アルミニウムと化合物を形成する同一組成の他のアルミニウム合金よりもさらに高い延伸率を有するアルミニウム合金が提供される。

本発明のさらに他の観点によるアルミニウム合金の製造方法が提供される。第１含量の鉄−マンガン全率固溶体を含む１次アルミニウム合金を提供する。前記１次アルミニウム合金をアルミニウム溶湯に溶解させる。前記アルミニウム溶湯を鋳造して、前記第１含量よりも小さな第２含量の鉄−マンガン全率固溶体を含む２次アルミニウム合金を製造する。

前記製造方法において、前記１次アルミニウム合金を提供する段階は、第１アルミニウム溶湯に鉄及びマンガンを投入して溶解させる段階と、前記第１アルミニウム溶湯を鋳造する段階と、を含みうる。

前記製造方法において、前記１次アルミニウム合金を提供する段階は、鉄粉末及びマンガン粉末を混合して粉末混合体を形成する段階と、第１アルミニウム溶湯に前記粉末混合体を投入して溶解させる段階と、前記第１アルミニウム溶湯を鋳造する段階と、を含みうる。

前記製造方法において、前記１次アルミニウム合金を提供する段階は、アルミニウム−鉄母合金及びアルミニウム−マンガン母合金を提供する段階と、第１アルミニウム溶湯に前記アルミニウム−鉄母合金及びアルミニウム−マンガン母合金を投入して溶解させる段階と、前記第１アルミニウム溶湯を鋳造する段階と、を含みうる。

前記製造方法において、前記１次アルミニウム合金を提供する段階は、鉄−マンガン合金を提供する段階と、第１アルミニウム溶湯に前記鉄−マンガン合金を投入して溶解させる段階と、前記第１アルミニウム溶湯を鋳造する段階と、を含みうる。

本発明のさらに他の観点によるアルミニウム合金の製造方法が提供される。鉄粉末及びマンガン粉末を混合して粉末混合体を形成する。アルミニウム溶湯に前記粉末混合体を投入して溶解させる。前記アルミニウム溶湯を鋳造して、アルミニウム基地内に鉄−マンガン全率固溶体が分布されたアルミニウム合金を製造する。

前記製造方法において、前記粉末混合体を形成する段階は、前記鉄粉末及び前記マンガン粉末をミーリング装置に投入して混合する段階と、前記混合された粉末をスクリーニングする段階と、を含みうる。

本発明の一実施形態によるアルミニウム合金は、高温でもアルミニウム基地と反応しない鉄−マンガン全率固溶体を含んでいて、高温でも卓越した耐熱特性を有する。したがって、従来の耐熱アルミニウム合金の限界で適用することができなかったディーゼルエンジンのピストン及び航空機部品に適用することによって、軽量化効果を極大化し、現在使っている自動車エンジンの耐熱限界を高めて、燃費向上を追求することができる。

本発明の一実施形態によるアルミニウム合金の製造方法によれば、鉄−マンガン合金粉末を用いてアルミニウム合金を製造することによって、効果的に鉄−マンガン全率固溶体をアルミニウム基地内に分散させることができる。これにより、鉄がマンガンと全率固溶体を形成することによって、鋳造時に、鉄の添加による有害作用を抑制することができる。

本発明の一実施形態によるアルミニウム合金の製造方法によれば、鉄−マンガン全率固溶体を含む母合金を製造した後、これを産業現場で希釈化して使うことができるので、量産が容易になる。

本発明の実施形態によるアルミニウム合金の安定した高温挙動を示す概念図である。 鉄−マンガンの二元系状態図を示した図面である。 本発明の一実施形態によるアルミニウム合金の製造方法を示すフローチャートである。 実験例１による試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した結果である。 実験例１による試片をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｚｅｒ）で分析した写真である。 実験例１による試片を３００℃で２００時間熱処理した後、該熱処理された試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。 実験例１による試片を再溶融後、鋳造した試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。 実験例２による試片に対する合金元素の含量による全率固溶体の平均サイズを示すグラフである。 実験例３によるアルミニウム合金の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。 本発明の実験例によるアルミニウム合金に対するＸＲＤ（Ｘ線回折）ピークと標準カード上のＸＲＤピークとを比較した図面である。 実験例４によるアルミニウム合金の組織写真を示す。 比較例１によるアルミニウム合金の組織写真を示す。 実験例５によるアルミニウム合金の組織写真を示す。 比較例２によるアルミニウム合金の組織写真を示す。 比較例及び実験例によるアルミニウム合金溶湯内の金型素材の浸漬特性を示す写真である。

以下、添付した図面を参照して、本発明による望ましい実施形態を説明することによって、本発明を詳細に説明する。しかし、本発明は、以下で開示される実施形態に限定されるものではなく、互いに異なる多様な側面として具現でき、単に本実施形態は、本発明の開示を完全にし、当業者に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものである。

本発明の実施形態で、アルミニウム合金は、主元素であるアルミニウムに１つまたはそれ以上の合金元素が添加された合金を称することができる。また、アルミニウム溶湯は、純粋アルミニウムからなる溶湯または純粋アルミニウムに１つまたはそれ以上の合金元素が添加されたアルミニウム合金の溶湯を含む広い意味として使われる。

本発明の実施形態で、全率固溶体とは、何れか１つの合金元素が実質的にあらゆる組成範囲で他の合金元素に固溶される合金を称することができる。

図１は、本発明の実施形態によるアルミニウム合金の高温挙動を概略的に示す概念図である。

図１を参照すれば、アルミニウム合金１００は、アルミニウム基地１０１に別個の相を成しながら分布された全率固溶体１０２を含む。全率固溶体１０２を成す合金元素は、アルミニウムに対して実質的に固溶度を有していない。このような合金元素として鉄とマンガンとが選択されうる。すなわち、鉄及びマンガンは、アルミニウムに対して実質的に固溶度が存在しない。また、鉄とマンガンは、互いに全率固溶体を成し得る。

図２に示したように、鉄とマンガンは、互いに全率固溶体を形成し、アルミニウムの融点である６６０℃よりも顕著に高い１８００℃でも全率固溶体が固相で安定して存在していることを確認することができる。

すなわち、鉄−マンガン全率固溶体１０２は、アルミニウムの融点以上までも安定した単相を保持することができるので、このような鉄−マンガン全率固溶体１０２が、アルミニウム基地１０１に分布される場合、アルミニウムの融点付近の高い温度を表わす環境でも鉄−マンガン全率固溶体１０２が分解されず、安定した単相を保持する。

アルミニウム合金１００で、このような鉄−マンガン全率固溶体１０２は、アルミニウム基地１０１上に分布し、２００℃以上の高温でもアルミニウム基地１０１と全く反応しない安定した強化相で存在するために、分解や、粗大化されない。また、アルミニウムの融点まで加熱しても、全率固溶体１０２が安定して存在するので、アルミニウム合金１００を再溶融後、再び凝固しても、既形成された全率固溶体１０２の強化相が安定して存在することができる。

アルミニウム合金１００で、鉄−マンガン全率固溶体１０２の含量は、多様な範囲を有し、例えば、０．５重量％ないし４０重量％の範囲を有しうる。さらに、全率固溶体１０２の含量は、後述するように、その平均サイズを考慮して、０．５重量％超過１０重量％未満の範囲を有しうる。さらに、全率固溶体１０２の含量は、アルミニウム合金１００の鋳造時に、溶湯の流動性を考慮して、２重量％以内、特に、１重量％以内に制限されうる。

鉄−マンガン全率固溶体１０２において、鉄とマンガンは、全率固溶体を形成する元素であるために、組成比に対して特に限定されるものではない。例えば、鉄の含量が１０重量％ないし９重量％の範囲であり、残りがマンガンからなりうる。

本発明の一実施形態によるアルミニウム合金の製造方法によれば、前記合金は、アルミニウムを溶解したアルミニウム溶湯に合金元素として鉄とマンガンとをそれぞれ添加して製造することができる。この際、添加された鉄及びマンガンは、アルミニウム溶湯内で溶解されながら互いに結合して、全率固溶体を形成する。

添加された鉄及びマンガンが、アルミニウム溶湯内での溶解が完了すれば、これを鋳型を用いて鋳造することによって、鉄−マンガン全率固溶体強化型アルミニウム合金を製造することができる。この際、添加される鉄及びマンガンは、塊状形態、粒子形態、または粉末形態を有しうる。

鉄及びマンガンが粉末形態である場合には、それぞれの粉末を混合して粉末混合体を製造した後、前記粉末混合体をアルミニウム溶湯に投入することができる。粉末混合体において、鉄粉末とマンガン粉末との含量は、全率固溶体形成を考慮して多様に選択されうる。例えば、鉄粉末対マンガン粉末の含量は、重量比で１：９ないし９：１の範囲であり得る。

例えば、鉄及びマンガン粉末をミーリング（ｍｉｌｌｉｎｇ）装置に投入した後、１０分ないし１時間程度混合を行う。次に、ミーリング装置で鉄及びマンガン粉末が互いに混合された粉末混合体を取り出した後、これをスクリーニング（ｓｃｒｅｅｎｉｎｇ）して一定の粒子サイズの範囲に含まれる粉末混合体を抽出する。次に、スクリーニングされた粉末混合体を添加物としてアルミニウム溶湯に添加する。この際、粉末混合体を適正なサイズにパッキング（ｐａｃｋｉｎｇ）して使うことができる。

他の実施形態として、鉄とマンガンとをアルミニウム溶湯にそれぞれ添加する代わりに、鉄及びマンガンをあらかじめ溶解して製造された鉄−マンガン合金を準備した後、このような鉄−マンガン母合金をアルミニウム溶湯に投入して鋳造することによって、アルミニウム合金を製造することができる。この場合、溶湯の鋳造前に鉄−マンガン合金の少なくとも一部を溶湯内に溶解させることもできる。後述するように、適切な溶解方法を利用した場合、鉄−マンガン合金の実質的な全部を溶湯内で溶解させることもできる。

一方、鉄−マンガン合金は、さまざまな形態で製造可能であり、例えば、アトマイズ法によって鉄−マンガン合金粉末形態で製造可能である。例えば、鉄とマンガンとを溶かして鉄−マンガン溶湯を形成した後、このような溶湯に冷たいガスまたは水を噴霧することによって、微小サイズを有し、全率固溶体を成す鉄−マンガン合金粉末を形成しうる。これにより、鉄−マンガン合金粉末があらかじめ提供されるならば、アルミニウム溶湯内にこのような合金粉末を投入後、これを溶解させずにアルミニウム溶湯を鋳造して、鉄−マンガン全率固溶体がアルミニウム基地に分布されたアルミニウム合金を経済的に製造することができる。

但し、本実施形態の変形された例で、鉄−マンガン全率固溶体粒子のサイズなどを調節するために、アルミニウム溶湯の鋳造前に鉄−マンガン合金粉末の少なくとも一部をアルミニウム溶湯内で溶解させる段階を付け加えることもできる。

このような合金で、アルミニウム溶湯内には、母材であるアルミニウム以外に添加元素として多様な元素が含有されうる。アルミニウムが母材という意味は、少なくともアルミニウムが合金内に５０％以上含有されることを意味する。例えば、アルミニウム溶湯内には、銅、シリコン、マグネシウム、亜鉛、ニッケル、錫などの添加元素のうち１つまたはそれ以上が入ることができる。

一例によるアルミニウム合金は、高い強度特性を確保するために、１ないし４重量％の範囲の銅と含有量は９ないし１３重量％の範囲のシリコンとその他の元素とを含みうる。他の例によるアルミニウム合金は、高い硬度と延伸率特性とを確保するために、１ないし３重量％の範囲のシリコンと４ないし７重量％の範囲のマグネシウムとその他の元素とを含みうる。

さらに他の実施形態として、鉄またはマンガンを直接投入する代わりに、鉄を含むアルミニウム合金（アルミニウム−鉄合金）またはマンガンを含むアルミニウム合金（アルミニウム−マンガン合金）をアルミニウム溶湯に投入することができる。

前述したアルミニウム溶湯を製造するための溶解法として多様な溶解法が可能であり、例えば、プラズマアーク溶解法（ｐｌａｓｍａ ａｒｃ ｍｅｌｔｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）または誘導溶解法（ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ ｍｅｌｔｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）などが可能である。プラズマアーク溶解法は、熱源としてプラズマアークを使い、低真空から大気圧まで広い範囲にかけて溶解が可能であり、誘導溶解法は、電磁誘導作用によって導体にコイルの電流と逆方向の渦電流（ｅｄｄｙ−ｃｕｒｒｅｎｔ）が流れて発生するジュール熱（Ｊｏｕｌｅ ｈｅａｔ）によって金属導体を加熱、溶解することであって、溶湯の強い撹拌作用によって、成分と温度制御とが容易である。

これにより、プラズマアーク溶解法または誘導溶解法を利用した場合、局部的に高温溶解が可能であって、高融点合金元素の溶解が可能である。このような本発明によれば、溶湯内で高融点合金元素間の全率固溶体の形成が可能となる。一方、鉄−マンガン合金粉末がアトマイズ法を用いてあらかじめ製造され、アルミニウム溶湯内で溶解される必要がない場合には、このようなプラズマアーク溶解法または誘導溶解法の代わりに、通常の電気溶解法を用いて合金製造の経済性を高めることもできる。

一方、本発明のさらに他の実施形態によれば、前述した方法によって製造されたアルミニウム合金を母合金として用いて、これを再びアルミニウム溶湯に添加して希釈化することによって、鉄−マンガン全率固溶体の組成が減少したアルミニウム合金を製造することができる。

この際、鉄−マンガン全率固溶体を含むアルミニウム合金であって、アルミニウム溶湯（第１アルミニウム溶湯と呼ばれうる）に母合金として添加されるものを１次アルミニウム合金と定義し、１次アルミニウム合金をアルミニウム溶湯内で希釈した後、鋳造して製造したものを２次アルミニウム合金として定義する。

１次アルミニウム合金の溶解は、多様な溶解法を利用でき、例えば、プラズマアーク溶解法、誘導溶解法、または電気抵抗溶解法を利用できる。特に、電気炉を利用した場合、産業界の既存施設を用いて２次アルミニウム合金を量産することができる。

図３を参照すれば、第１含量の鉄−マンガン全率固溶体を含む１次アルミニウム合金を製造する（ステップＳ１）。この際、１次アルミニウム合金の製造方法については、前述したので省略する。

次に、アルミニウム溶湯に既製造した１次アルミニウム合金を添加して溶解させる（ステップＳ２）。アルミニウムの溶湯温度は、１次アルミニウム合金製造時と同様に熱損失を勘案して、アルミニウムの融点である６６０℃よりも高い６９０℃〜７５０℃の範囲からなりうる。

次に、１次アルミニウムが溶解された後、アルミニウム溶湯を鋳造して、アルミニウム基地内に第２含量の鉄−マンガン全率固溶体を有する２次アルミニウム合金を製造する（ステップＳ３）。２次アルミニウム合金は、１次アルミニウム合金を希釈したものであるために、２次アルミニウム合金で全率固溶体の含量（第２含量）は、１次アルミニウム合金での全率固溶体の含量（第１含量）よりも小さい。すなわち、１次アルミニウム合金の希釈化によって、１次アルミニウム合金に比べて、２次アルミニウム合金の鉄−マンガン全率固溶体の含量が希釈化率に対応して減少する。

例えば、１次アルミニウム合金で鉄−マンガン全率固溶体の含量（第１含量）は、２次アルミニウム合金で鉄−マンガン全率固溶体の含量（第２含量）よりも大きな高濃度で選択されうる。例えば、第１含量は、１ないし４０重量％の範囲、さらに０．５超過ないし１０重量％未満の範囲を有し、場合によっては、１０ないし４０重量％の範囲を有することもある。第２含量は、０．５超過ないし１０重量％未満の範囲、さらに０．５ないし２重量％の範囲を有しうる。

また、微細組織において、２次アルミニウム内に含まれた鉄−マンガン全率固溶体の平均サイズは、１次アルミニウム内に含まれた全率固溶体の平均サイズよりも小さい。

前述した実施形態において、鉄−マンガン全率固溶体は、アルミニウム合金の組織及び鋳造品質を向上させるのにも寄与することができる。通常のアルミニウム合金の鋳造時に、鉄は、アルミニウムと金属間化合物とを形成するか、またはアルミニウム及びシリコンと金属間化合物とを形成して、アルミニウム合金の機械的性質を低下させる。さらに、鉄は、アルミニウム合金の耐蝕性及び軟性を弱化させると知られている。それにも拘らず、鉄は、ダイキャスティング時に、鉄系合金からなる金型との焼着防止または結晶粒微細化のために添加される。

しかし、本発明の実施形態によれば、鉄は、ほとんどアルミニウム基地内に鉄−マンガン全率固溶体で存在する。すなわち、マンガンが鉄と全率固溶体とを形成することによって、鉄とマンガンとが密接に結合されていて、アルミニウム合金内で鉄の有害作用を顕著に減少させることができる。したがって、アルミニウム溶湯内に鉄とマンガンとを同時に添加し、これらが全率固溶体を形成するように鋳造条件を制御するか、または鉄とマンガンとを鉄−マンガン合金形態でアルミニウム溶湯内に添加することによって、金型の焼着を防止しながらも、耐蝕性の低下及び／または延伸率の低下を抑制することができる。

したがって、本発明の実施形態によれば、通常のアルミニウム合金に比べて、アルミニウム合金内に鉄の含量を上げることができる。例えば、鉄−マンガン全率固溶体は、溶湯の流動性を考慮して、約２重量％以内に形成されうる。しかし、溶湯の流動性が改善された場合、鉄−マンガン全率固溶体の含量は、さらに上向きされうる。

以下、本発明の理解を助けるために、実験例を提供する。但し、下記の実験例は、本発明の理解を助けるためのものであり、本発明が、下記の実験例によって限定されるものではない。
＜実験例１＞

アルミニウムを７００℃で溶解してアルミニウム溶湯を形成した後、７００℃に保持した状態で鉄とマンガンとをそれぞれ１．５重量％ずつ溶湯に直接添加した。該添加した鉄とマンガンとがいずれも溶解されるように、約３０分〜６０分間保持した後、鋳造してアルミニウム合金の試片を製造した。この際、溶解は、誘導溶解法で行った。

図４は、実験例１による試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した結果である。この際、試片は、ＳｉＣ研磨紙＃２００、４００、６００、８００、１０００、１５００、２４００で順次に研磨し、最終的に１μｍサイズのＡｌ_２Ｏ_３粉末を用いて微細研磨した。

図４を参照すれば、実験例１によるアルミニウム合金は、アルミニウム基地に３０−５０μｍ程度サイズのファセット（ｆａｃｅｔ）状の強化相（矢印）が存在することが分かる。

図５は、実験例１で製造された試片をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて観察した微細組織及び成分分析の結果を示す。図５で、（ｄ）は、微細組織を観察した結果であり、（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）は、それぞれ鉄、アルミニウム、マンガンの成分をマッピング（ｍａｐｐｉｎｇ）した結果である。図５の（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）からアルミニウム基地内に存在するファセット状の強化相で鉄及びマンガンが同時に検出されることが分かり、これにより、ファセット状の強化相は、鉄−マンガン全率固溶体であることを確認することができる。一方、合金元素を通常の電気抵抗炉を用いて溶解した場合には、このような全率固溶体が形成されなかった。

図１０には、実験例１で製造された試片のＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）分析結果が示されている。図１０の（ａ）は、実験例１のピークであり、（ｂ）は、鉄−マンガンマスター合金（ｍａｓｔｅｒ ａｌｌｏｙ）のピークであり、（ｃ１）ないし（ｃ９）は、それぞれ標準カード上のＡｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、ＡｌＦｅ、ＡｌＦｅ_３、Ａｌ_２Ｆｅ、Ａｌ_２Ｍｎ_３、Ａｌ_６Ｍｎ、ＡｌＭｎのピークである。

図１０のＸＲＤ結果を参照すれば、実験例１の試片でほとんどのピーク（ａ参照）は、標準カード上のアルミニウムピーク（ｃ１参照）に該当し、それ以外のピークは、マスター合金の鉄−マンガン全率固溶体ピーク（ｂ参照）に該当することが分かる。すなわち、実験例１の試片でアルミニウムを除いたピークは、鉄のピーク（ｃ２参照）またはアルミニウム−鉄化合物のピーク（ｃ４ないしｃ６参照）とも重ならず、マンガンピーク（ｃ３参照）またはアルミニウム−マンガン化合物のピーク（ｃ７ないしｃ９）とも重ならず、鉄−マンガン全率固溶体の主要ピーク（ｂ参照）と重なることが分かる。これにより、アルミニウム合金内に鉄−マンガン全率固溶体が形成されたことを再確認することができる。

図６は、実験例１による試片を３００℃で２００時間熱処理した後、該熱処理された試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。

図６を参照すれば、鉄−マンガン全率固溶体からなる強化相は、高温でアルミニウム基地内で粗大化されるか、相分解が発生する既存の金属間化合物と異なって、図４に表われた微細組織と同一のファセット状の強化相をそのまま保持していることが分かる。これにより、本発明によるアルミニウム合金は、鉄−マンガン全率固溶体強化相を用いて３００℃でも非常に安定した耐熱特性を有することが分かる。

これにより、前述した鉄−マンガン全率固溶体からなる強化相は、アルミニウム合金の耐熱特性を強化させる強化相であり、このような強化相が形成されたアルミニウム合金は、耐熱合金として卓越した特性を見せることが分かる。

図７は、実験例１で製造された試片を再び再溶融した後、これを鋳造して製作した試片の微細組織を光学顕微鏡で観察した写真である。ここで、再溶融後、鋳造した試片は、実験例１で製造された試片をアルミニウムの融点まで再溶融させた後、鋳造したものである。

図７を参照すれば、実験例１によるアルミニウム合金で鉄−マンガン全率固溶体は、再溶融時にも全く粗大化されるか、分解されず、再溶融前の形態をほぼ保持していることを確認することができる。これにより、本発明によるアルミニウム合金は、鉄−マンガン全率固溶体強化相を用いて卓越した耐熱特性を有するだけではなく、アルミニウム合金のリサイクル時にも、基地金属であるアルミニウムと合金元素である鉄（Ｆｅ）とマンガン（Ｍｎ）とを親環境の原材のレベルに能動的にリサイクルするのに活用されうると予想される。
＜実験例２＞

実験例１と同様に誘導溶解炉でアルミニウムを７００℃で溶解してアルミニウム溶湯を形成した後、７００℃に保持した状態でプラズマアーク溶解法を用いて鉄及びマンガンの組成が、それぞれ５０重量％になるように製造した鉄−マンガン母合金をアルミニウム合金内での鉄−マンガン全率固溶体の組成が、０．５重量％、１重量％、３重量％、５重量％、７重量％、９重量％、１０重量％、１１重量％になるように溶湯に添加した。該添加した鉄−マンガン合金が完全に溶解されるまで約３０分〜６０分程度保持した後、鋳造してアルミニウム合金の試片を製造した。

図８は、実験例２による試片に対する合金元素の含量による全率固溶体の平均サイズを示すグラフである。

図８を参照すれば、０．５重量％の鉄−マンガン合金を添加した場合、全率固溶体の量があまりにも小さく、そのサイズは、１０μｍ以下に小さいことが分かった。一方、１０重量％以上の鉄−マンガン合金を添加した場合、全率固溶体のサイズが、約２５０μｍ以上に粗大化されることが分かる。１ないし９重量％の鉄−マンガン合金を添加した場合、全率固溶体のサイズは、２００μｍ以下に保持されることができた。

図８を参照すれば、鉄−マンガン全率固溶体の組成が０．５重量％である場合、全率固溶体の量があまりにも小さく、そのサイズは、１０μｍ以下に小さいことが分かった。一方、１０重量％以上である場合、全率固溶体のサイズが約２５０μｍ以上に粗大化されることが分かる。特に、鉄−マンガン全率固溶体の組成が９重量％以内である場合、全率固溶体のサイズは、２００μｍ以下に保持されることができた。

これにより、鉄−マンガン合金の含量は、全率固溶体のサイズを考慮して、１０重量％未満の範囲に選択するか、または全率固溶体の量を考慮して、０．５重量％超過の範囲に選択することができる。しかし、鋳造品質の向上のために、全率固溶体の量が相対的に少なくても良い場合、鉄−マンガン合金の含量は、０．５重量％以内に保持されることもある。同時に、全率固溶体のサイズに大きく関係ない場合、鉄−マンガン合金の含量を１０重量％以上に選択することもできる。ここで、鉄−マンガン合金の含量は、実質的に鉄−マンガン全率固溶体の含量を意味する。本発明の実施形態で、鉄−マンガン全率固溶体の含量は、そのサイズを考慮して、前記の鉄−マンガン含量のように制御される。

＜実験例３＞
実験例１のアルミニウム合金を１次アルミニウム合金として使って、これを再び電気炉を用いて溶解したアルミニウム溶湯に投入して、希釈して２次アルミニウム試片を製造した。該製造された２次アルミニウムの鉄−マンガン全率固溶体の組成は、０．８重量％であった。

図９は、実験例４のアルミニウム合金を光学顕微鏡で観察した写真である。図９を参照すれば、希釈後、アルミニウム合金は、アルミニウム基地に分散された微細なサイズの鉄−マンガン全率固溶体を有することが分かる。希釈前、アルミニウム合金内で全率固溶体のサイズ（図４参照）に比べれば、希釈後、アルミニウム合金内で全率固溶体のサイズは、大きく減少したことが分かる。

＜実験例４＞
表１は、実験例４によるアルミニウム合金の組成（いずれも重量％単位である）を表わし、表２は、比較例１によるアルミニウム合金の組成（いずれも重量％単位である）を表わす。表１及び表２から分かるように、実験例４のアルミニウム合金は、比較例１のアルミニウム合金（いわゆる、ＡＬＤＣ１２種の合金と指称される）で鉄及びマンガンが鉄−マンガン合金に置き換えられたものに該当する。このような合金は、溶湯状態で金型を用いて鋳造したものであって、通常のダイキャスティング合金とも呼ばれる。

実験例４によるアルミニウム合金は、アトマイズ法を用いてあらかじめ製造された鉄−マンガン合金粉末をあらかじめ準備した後、これを他の合金元素が溶解されたアルミニウム溶湯内に投入し、このような溶湯を金型鋳造して製造した。比較例１によるアルミニウム合金は、アルミニウム溶湯内に当該合金元素を溶解した後、これを鋳造して製造した。実験例４及び比較例１によるアルミニウム合金の鋳造時に、溶湯は、通常の電気溶解法を用いて製造された。

図１１Ａは、実験例４によるアルミニウム合金の組織写真を示し、図１１Ｂは、比較例１によるアルミニウム合金の組織写真を示す。図１１Ａ及び図１１Ｂを参照すれば、２つの合金の微細組織面で大きな差はないと見え、これは、鉄−マンガン合金の含有量が低いためであると判断される。但し、実験例４の場合、鉄−マンガン全率固溶体が、アルミニウム基地内に分布されているが、比較例１の場合、通常の電気溶解法としては、鉄−マンガン全率固溶体が形成されなくて、アルミニウムと鉄またはアルミニウムとマンガンとの化合物が、アルミニウム基地内に分布されたと判断される。

表３は、実験例４によるアルミニウム合金と比較例１によるアルミニウム合金との機械的特性を示す。

表３を参照すれば、比較例１と実験例４との強度差は、あまり大きくないが、延伸率差は、非常に大きいことが分かる。これと関連して、比較例１の場合、金型との焼着防止のために、鉄が所定含量ほど添加され、共にマンガンが同時に添加されたが、鉄の有害作用が十分に抑制されなくて、アルミニウム合金の延伸率が約１．２％に低いと理解される。一方、実験例４の場合、鉄とマンガンとが鉄−マンガン合金として添加されることによって、アルミニウム合金内でこれらが鉄−マンガン全率固溶体で存在することによって、鉄の有害作用が効果的に抑制されて、合金の品質が高くなったと理解される。一方、実験例４の場合、溶湯処理が付加しなかったという点で、バブリング及び／または高圧高真空のような溶湯処理を通じて気泡欠陷を制御する場合、より優れた機械的特性を確保することができると期待される。

＜実験例５＞

表４は、実験例５によるアルミニウム合金の組成（Ｂｅは、ｐｐｍ単位であり、それ以外は、重量％単位である）を表わし、表５は、比較例２によるアルミニウム合金の組成（Ｂｅは、ｐｐｍ単位であり、それ以外は、重量％単位である）を表わす。表４及び表５から分かるように、実験例５のアルミニウム合金は、比較例２のアルミニウム合金で鉄及びマンガンが鉄−マンガン合金に置き換えられたものに対応する。実験例５及び比較例２による合金は、実験例４の合金と類似した方式で製造された。

図１２Ａは、実験例５によるアルミニウム合金の組織写真を示し、図１２Ｂは、比較例２によるアルミニウム合金の組織写真を示す。図１２Ａ及び図１２Ｂを参照すれば、２つの合金の微細組織面で大きな差はないと見え、これは、鉄−マンガン合金の含有量が比較的低いためであると判断される。但し、実験例５の場合、鉄−マンガン全率固溶体がアルミニウム基地内に分布されているが、比較例２の場合、通常の電気溶解法としては、鉄−マンガン全率固溶体が形成されなくて、アルミニウムと鉄またはアルミニウムとマンガンとの化合物が、アルミニウム基地内に分布されたと判断される。

表６は、実験例５によるアルミニウム合金と比較例２によるアルミニウム合金との機械的特性を示す。

表６を参照すれば、実験例５と比較例２との場合、強度や延伸率面でいずれもほぼ類似した特性を見せることが分かる。このような合金は、機械的強度が高いながらも、延伸率が非常に高い特性を見せる。比較例２の場合、比較例１に比べて、５倍以上高い延伸率を見せる。このように、比較例２のアルミニウム合金が高い延伸率を見せる理由中の１つは、鉄の含有量が非常に低いためであると理解される。しかし、この場合、金型との焼着特性が問題になりうる。

図１３は、比較例１、実験例４、比較例２、及び実験例５によるアルミニウム合金の溶湯内に金型素材である試片を所定の時間浸漬させた後、その表面を観察した結果である。金型素材としては、ＳＴＤ６１種の試片が利用され、このような試片は、比較例１、実験例４、比較例２、及び実験例５によるアルミニウム合金の溶湯内で１２０分間保持後、取り出して分析された。

表７は、金型素材の各溶湯内の浸漬前後、厚さ変化を示す。

表７を参照すれば、比較例１及び実験例４で浸漬された試片（ａ、ｂ）の場合、浸蝕厚さが類似している一方、比較例２及び実験例５で浸漬された試片（ｃ、ｄ）の場合、浸蝕厚さが約３．４倍以上差があることが分かる。これにより、鉄がある程度含有された比較例１及び実験例４の場合、金型の焼着特性では大きな差がないが、鉄が鉄−マンガン合金で添加された実験例５の場合、鉄がほぼ含有されていない比較例２に比べて、金型の焼着を大きく減らすことができることが分かる。

このような結果をまとめれば、鉄成分が、元素形態でアルミニウム合金に添加された場合や鉄−マンガン合金形態でアルミニウム合金に添加された場合や、互いに類似した程度の金型焼着特性を基本的に見せるということが分かる。しかし、鉄が元素形態でアルミニウム溶湯内に投入された場合には、鉄の有害作用が十分に抑制されていない一方、マンガンが、鉄と合金を成して鉄−マンガン合金形態でアルミニウム溶湯に添加されれば、鉄の有害作用が十分に抑制されて、優れた延伸率特性が得られうるということが分かる。

したがって、ダイキャスティングアルミニウム合金系で、鉄を元素として入れるよりは、鉄−マンガン合金形態でアルミニウム溶湯に投入することによって、既存には同時に得られなかった金型の焼着防止と鉄の有害作用抑制という２つの効果をいずれも得られうるということが分かる。

発明の特定の実施形態についての以上の説明は、例示及び説明を目的として提供された。したがって、本発明は、前記実施形態に限定されず、本発明の技術的思想内で当業者によって、前記実施形態を組み合わせて実施するなどさまざまな多くの修正及び変更が可能であるということは明白である。

本発明は、鉄−マンガン全率固溶体を含むアルミニウム合金及びその製造方法関連の技術分野に適用可能である。

Claims (9)

1. 鉄−マンガン全率固溶体を有する鉄−マンガン合金粉末を提供する段階と、
   前記鉄−マンガン合金粉末を溶解させることなく前記鉄−マンガン合金粉末をアルミニウム溶湯に投入する段階と、
   前記鉄−マンガン合金粉末を溶解させることなく前記アルミニウム溶湯を金型鋳造して、アルミニウム基地上に分布された鉄−マンガン全率固溶体を有するアルミニウム合金を製造する段階と、
   を含むアルミニウム合金の製造方法であって、
   前記鉄−マンガン合金粉末は、アトマイズ法を用いて前記鉄−マンガン全率固溶体が調製される、アルミニウム合金の製造方法。
2. 前記鉄−マンガン合金粉末は、前記アルミニウム溶湯内で２重量％以内（０重量％超過）に添加される請求項１に記載のアルミニウム合金の製造方法。
3. 前記アルミニウム溶湯は、母材であるアルミニウム以外に添加元素として銅及びシリコンを含む請求項２に記載のアルミニウム合金の製造方法。
4. 前記アルミニウム溶湯内、前記銅の含有量は、１ないし４重量％の範囲であり、前記シリコンの含有量は、９ないし１３重量％の範囲である請求項３に記載のアルミニウム合金の製造方法。
5. 前記アルミニウム溶湯は、母材であるアルミニウム以外に添加元素としてシリコン及びマグネシウムを含む請求項２に記載のアルミニウム合金の製造方法。
6. 前記アルミニウム溶湯内、前記シリコンの含有量は、１ないし３重量％の範囲であり、前記マグネシウムの含有量は、４ないし７重量％の範囲である請求項５に記載のアルミニウム合金の製造方法。
7. 第１含量の鉄−マンガン全率固溶体を含む１次アルミニウム合金を提供する段階と、
   前記１次アルミニウム合金をアルミニウム溶湯に溶解させる段階と、
   前記アルミニウム溶湯を鋳造して、前記第１含量よりも小さな第２含量の鉄−マンガン全率固溶体を含む２次アルミニウム合金を製造する段階と、
   を含むアルミニウム合金の製造方法であって、
   前記１次アルミニウム合金を提供する段階は、
   アトマイズ法を用いて調製される、第１含量の鉄−マンガン全率固溶体を有する鉄−マンガン合金粉末を提供する段階と、
   前記鉄−マンガン合金粉末を溶解させることなく前記鉄−マンガン合金粉末を第１次アルミニウム溶湯に投入する段階と、
   前記鉄−マンガン合金粉末を溶解させることなく前記第１次アルミニウム溶湯を金型鋳造して、アルミニウム基地上に分布された鉄−マンガン全率固溶体を有する第１次アルミニウム合金を製造する段階と、
   を含むアルミニウム合金の製造方法。
8. 前記第２含量は、０．５超過１０重量％未満の範囲である請求項７に記載のアルミニウム合金の製造方法。
9. 前記第２含量の鉄−マンガン全率固溶体の平均サイズは、前記第１含量の鉄−マンガン全率固溶体の平均サイズよりも小さな請求項７に記載のアルミニウム合金の製造方法。