JP6726058B2

JP6726058B2 - Ａｌ合金鋳造物の製造方法

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Publication number: JP6726058B2
Application number: JP2016158507A
Authority: JP
Inventors: 智紀塩田
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2016-08-12
Filing date: 2016-08-12
Publication date: 2020-07-22
Anticipated expiration: 2036-08-12
Also published as: JP2018024922A

Description

本発明は、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃの析出粒子を含むＡｌ合金鋳造物の製造方法に関する。

航空機や自動車用の構成部品には、軽量でありながら高強度、高耐熱性、高耐久性を示すことが求められる。このような部品を低コストで量産するべく、該部品を、Ａｌ合金から得ることが試みられている。

この種のＡｌ合金として、スカンジウム（Ｓｃ）を添加することにより、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子を析出させた展伸材からなる塑性加工物が知られている（例えば、特許文献１を参照）。Ａｌ₃Ｓｃ粒子は、加工熱処理における結晶粒成長を阻害して結晶粒微細化によるＡｌ合金の高強度化に寄与するとともに、Ａｌ母相に対する整合性が高いため析出強化能も高い。したがって、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子を良好に析出させることで、高温下でも優れた特性のＡｌ合金を得ることができる。

また、Ｓｃが固溶し難いＡｌにおいて、Ａｌ合金の高温強度の向上に寄与する十分な量のＡｌ₃Ｓｃ粒子を析出させるためには、Ａｌ合金をその固溶限線と固相線との間の温度で加熱する溶体化処理を行う必要がある。これによって、Ａｌ母相にＳｃを最大限固溶させて均一固溶体とした後に、焼入れや時効処理等を行うことが可能になる。その結果、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子を微細に且つ多量に析出させることができるため、Ａｌ合金の延性を維持しつつ、高温強度の向上を図ることができる。

特開２０１４−４７４１７号公報

ところで、上記の部品が複雑な形状からなる場合、展伸材を用いた塑性加工では、複雑形状の製品を得ることが容易ではなく、切削等の煩雑な加工をさらに行って、所望の形状・寸法に仕上げる工程が必要となってしまう。そこで、塑性加工に比して、容易に複雑形状の製品を得ることが可能である鋳造加工を適用し、上記の部品を鋳造物として得ることが求められる。

しかしながら、一般的なＡｌ合金の鋳造材では、その鋳造性や強度を向上させるべく、ＳｉやＣｕ等の添加元素が多く含まれること等により、Ａｌ合金の展伸材に比して溶融温度が低い。したがって、この鋳造材からなるＡｌ合金鋳造物に対して、Ｓｃを最大限固溶させることが可能な高温で溶体化処理を行うことは困難である。つまり、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子を微細に且つ多量に析出させて、延性を低下させることなく高温強度を向上させたＡｌ合金鋳造物を得ることは困難である。

本発明は上記した問題を解決するためになされたもので、高温強度及び延性をバランスよく向上させたＡｌ合金鋳造物の製造方法を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するために、本発明は、Ａｌ合金鋳造物であって、重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子が合計６体積％以下の割合で存在することを特徴とする。

本発明に係るＡｌ合金鋳造物では、成分組成比が上記の範囲内に設定されることで、その溶湯の鋳造性が維持されるとともに、溶融温度の低下が抑制される。このため、複雑形状であっても、鋳造加工によって最終製品の寸法に近い寸法で容易にＡｌ合金鋳造物を得ることができる。また、この鋳造加工の後に、ＳｃやＺｒ等を最大限固溶させることが可能な高温での溶体化処理を行って、金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下となるように析出させることができる。このように、微細に且つ多量にＡｌ₃Ｓｃ粒子を析出させることができるのみならず、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子も同様に析出させることができることにより、延性の低下を効果的に抑制しつつ、高温強度を向上させたＡｌ合金鋳造物を得ることができる。

さらに、上記のＡｌ₃Ｓｃ粒子等が結晶粒微細化の効果を奏することにより、Ａｌ合金鋳造物中の固溶強化に寄与する元素が粗大な晶出物を生成することなくＡｌ母相に固溶可能となり、これによっても、延性を維持しつつ、高温強度を向上させることができる。

以上から、Ａｌ合金鋳造物の高温強度及び延性をバランスよく向上させることができる。

しかも、このＡｌ合金鋳造物は、Ａｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子の割合が合計６体積％以下であるため、焼入れの冷却速度を過度に大きくする必要がなく、簡素な製造工程で得ることができる。また、上記の固溶強化に寄与する元素にＦｅが含まれるため、一般的なＡｌ合金の原材料に比して、Ａｌ合金鋳造物の原材料に不純物として含まれるＦｅの許容量が大きくてもよい。すなわち、Ａｌ合金鋳造物の原材料を低廉化することができる。これらによって、Ａｌ合金鋳造物の低コスト化を図ることができる。

上記のＡｌ合金鋳造物において、常温での伸び率が４〜１６％であり、且つ２００〜２５０℃で１００時間曝露した後の２５０°での０．２％耐力が１１２〜１３０ＭＰａである。このような特性を備えるＡｌ合金鋳造物は、航空機や自動車用の構成部品等、高温で高強度が求められる構造材としても好適に適用することができる。また、上記の組成からなるＡｌ合金鋳造物は、上記の通り、高温強度及び延性をバランスよく向上させることができるため、容易に上記の特性を備えることができる。

また、本発明は、Ａｌ合金鋳造物の製造方法であって、重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる溶湯を得る工程と、前記溶湯から鋳造物を得る工程と、前記鋳造物に対して溶体化処理を施した後に時効処理を施し、金属組織中に、粒径が１００ｎｍを超えるＡｌ ₃ Ｓｃ粒子及びＡｌ ₃ （Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を含まない、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下の割合で析出させる工程と、を有することを特徴とする。

本発明に係る製造方法では、上記の通り鋳造性が維持されたＡｌ合金の溶湯から、鋳造加工によりＡｌ合金鋳造物を得ることができる。このため、複雑形状のＡｌ合金鋳造物であっても、最終製品の寸法に近い寸法で容易に得ることができる。また、この鋳造加工の後に、ＳｃやＺｒ等を最大限固溶させることが可能な高温での溶体化処理を行うことができるため、その後の時効処理によって、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子や、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を微細に且つ多量に析出させることができる。これによって、Ａｌ合金鋳造物の高温強度及び延性をバランスよく向上させることができる。しかも、不純物として含まれるＦｅ成分を除去・精製する工程を簡素化できること等により、Ａｌ合金鋳造物の製造コストを低減することができる。

上記のＡｌ合金鋳造物の製造方法において、前記溶体化処理を、５９０〜６１０℃で４〜１２時間保持することによって行い、前記時効処理を、２５０〜３５０℃で１〜１００時間保持することによって行うことが好ましい。これによって、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子や、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を微細に且つ多量に析出させて、高温強度及び延性を一層バランスよく向上させたＡｌ合金鋳造物を容易に得ることが可能になる。

本発明によれば、Ａｌ合金鋳造物の成分組成比を所定の範囲内に設定するとともに、その金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下で存在させるようにしている。このため、鋳造性を維持しつつ、強度（特に高温強度）及び延性をバランスよく向上させたＡｌ合金鋳造物を歩留まりよく得ることができる。

実施例１〜１１の試験片における成分組成比と、引張試験の結果とを併せて示す図表である。比較例１〜５の試験片における成分組成比と、引張試験の結果とを併せて示す図表である。

以下、本発明に係るＡｌ合金鋳造物及びその製造方法につき好適な実施形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。

先ず、本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物につき説明する。このＡｌ合金鋳造物は、重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる。

ところで、Ａｌ合金にＳｉを添加すると、その鋳造性を向上させることができるが、ＳｉがＳｃを消費してＡｌ−Ｓｉ−Ｓｃ相を生成するため、Ａｌ₃Ｓｃ粒子の析出量が低減し、高温強度が低下する傾向にある。

そこで、本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、Ｓｉが添加されない代わりに、Ｍｇ及びＭｎが上記の範囲内で添加されている。これによって、Ａｌ合金の鋳造性を維持できるとともに、ＳｃがＡｌ−Ｓｉ−Ｓｃ相の生成に消費されることを回避して、十分な量のＡｌ₃Ｓｃ粒子を金属組織中に析出させることができる。その結果、鋳造欠陥が生じることを抑制できるとともに、高温強度を効果的に向上させることができる。

Ａｌ合金にＣｕを添加すると、強度向上に寄与するが、Ａｌ合金の溶融温度を比較的大きく降下させる傾向にある。このＣｕが添加されていない本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、その溶融温度を、Ｃｕが添加された一般的なＡｌ合金の鋳造材の溶融温度に比して、高くすることができる。また、Ａｌ合金鋳造物には、Ｃｕの代わりに、Ｚｒ及びＴｉのうち、少なくともＺｒが上記の範囲内で添加されている。このため、鋳造加工によって得られたＡｌ合金鋳造物の前駆体（鋳造物）に対して、そのＡｌ母相にＳｃやＺｒ等を最大限固溶させることが可能な高温で溶体化処理を施して、均一固溶体とすることが可能になる。

このようにして均一固溶体とした鋳造物に焼入れを行うことで、ＳｃやＺｒ等の過飽和固溶体を容易に生成することができ、該過飽和固溶体に時効処理を行うことで、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子等を微細に且つ多量に析出させたＡｌ合金鋳造物を得ることができる。

具体的には、金属組織中に析出させるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子の具体的な粒径を１００ｎｍ以下、典型的には５〜１０ｎｍとすることができる。このように微細な析出粒子を析出させることで、Ａｌ合金鋳造物の延性を維持しつつ高温強度を効果的に向上させることができる。なお、粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真から観察される上記の析出粒子について、その粒界間の最大長さを測定することによって求めることができる。

また、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を析出させる際、これらの粒子を、それぞれ３体積％を超えて析出させる場合、すなわち、合計６体積％を超えて析出させる場合、溶体化処理の後に、かなり大きな冷却速度で焼入れを施す必要が生じ、製造工程が複雑化してしまう。そこで、本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、金属組織中におけるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子の割合を合計６体積％以下とすることで、Ａｌ合金鋳造物の製造工程の簡素化や、製造コストの低廉化を図っている。

なお、金属組織中におけるＡｌ₃Ｓｃ粒子の占有面積（体積）率は、例えば、Ａｌ合金鋳造物におけるＡｌ₃Ｓｃ粒子の占有量と、その際のＡｌ合金鋳造物の抵抗値との関係から得られた検量線を用いる電気抵抗法によって求めることができる。

上記のＳｃ及びＺｒに加え、Ａｌ合金鋳造物にさらにＴｉが添加されている場合、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ、Ｔｉ）粒子や、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｔｉ）粒子も同様に析出させることができる。金属組織中にＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ、Ｔｉ）粒子、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｔｉ）粒子を析出させたＡｌ合金鋳造物では、高温強度を向上させることができるとともに、延性を特に効果的に向上させることができる。

さらに、Ａｌ合金鋳造物は、固溶強化に寄与する元素として、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｍｎの少なくとも１つを上記の範囲内で含んでいてもよい。これらの元素は、Ａｌ₃Ｓｃ粒子が結晶粒微細化の効果を奏することにより、粗大な晶出物を生成することなくＡｌ母相に固溶する。その結果、Ａｌ合金鋳造物の延性を低下させることなく、強度を向上させることが可能になる。

このように、本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、Ｆｅが固溶強化に寄与するため、一般的なＡｌ合金に許容されるＦｅの含有量より多くのＦｅを含んでいてもよい。このため、原材料となる純Ａｌ材又はＡｌ合金材に不純物として含まれるＦｅ成分を除去・精製する工程を簡素化することができる。つまり、原材料を低廉化して、Ａｌ合金鋳造物の製造コストを低減することができる。

以上から、成分組成比を上記の範囲内に調整したＡｌ合金鋳造物は、高温強度及び延性をバランスよく向上させることができる。これによって、Ａｌ鋳造合金の特性を、例えば、常温での伸び率が４〜１６％となり、且つ２００〜２５０℃で１００時間曝露した後の２５０℃での０．２％耐力が１１２〜１３０ＭＰａとなるように容易に調整することができる。このような特性を備えるＡｌ合金鋳造物は、航空機や自動車用の構成部品等、高温で高強度が求められる構造材としても好適に適用することができる点で好ましい。

次に、上記したＡｌ合金鋳造物の製造方法につき説明する。はじめに、重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる溶湯を得る。

次に、この溶湯を、鋳造加工装置の成形型内に導入して鋳造加工を行う。上記の通り、溶湯は、Ｍｇ及びＭｎが所定の範囲内に設定されているため、十分な鋳造性を発現する。したがって、成形型のキャビティに対応する形状で溶湯を冷却固化させて、鋳造欠陥の発生が抑制された鋳造物を得ることができる。

次に、鋳造物に対して溶体化処理を施す。この鋳造物は、上記の通り、Ｃｕが添加されないことで溶融温度の低下が抑制されている。したがって、Ａｌ母相にＳｃと、Ｚｒとを最大限固溶させること、また、鋳造物にＴｉが含有される場合にはさらにＴｉを最大限固溶させることが可能な高温で溶体化処理を行って、均一固溶体とすることができる。なお、溶体化処理の温度及び保持時間は特に限定されるものではないが、均一固溶体を容易且つ良好に形成する観点から、例えば、５９０〜６１０℃で４〜１２時間保持して行うことが好ましい。

上記の通り、均一固溶体とした鋳造物に焼入れ処理を施すことで、平衡溶解度以上にＳｃやＺｒ等を固溶する過飽和固溶体を容易に得ることができる。この過飽和固溶体に時効処理を施すことにより、金属組織中に粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下の割合で容易に析出させることができる。また、鋳造物がＴｉを含有する場合には、さらに、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ、Ｔｉ）粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｔｉ）粒子を同様に析出させることができる。なお、時効処理の温度及び保持時間は、特に限定されるものではないが、上記の粒子を良好且つ容易に析出させる観点から、例えば、２５０〜３５０℃で１〜１００時間保持して行うことが好ましい。例えば、時効処理の温度を３５０℃とした場合、最適な保持時間は２時間以内である。

その後、必要に応じ、バリ取り加工等の仕上げ加工がなされ、これにより、所定形状・寸法のＡｌ合金鋳造物が得られるに至る。

以上から、この製造方法によれば、上記の通り鋳造性が維持されたＡｌ合金の溶湯から、鋳造加工によりＡｌ合金鋳造物を得ることができる。このため、複雑形状のＡｌ合金鋳造物であっても、最終製品の寸法に近い寸法で容易に得ることができる。

また、この鋳造加工の後に、Ｓｃを最大限固溶させることが可能な高温での溶体化処理を行うことができるため、その後の時効処理によって、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子や、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子等を微細に且つ多量に析出させることができる。これによって、Ａｌ合金鋳造物の高温強度及び延性をバランスよく向上させることができる。しかも、不純物として含まれるＦｅ成分を除去・精製する工程を簡素化できること等により、Ａｌ合金鋳造物の製造コストを低減することができる。

本発明は、上記した実施形態に特に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。

上記した実施形態では、所定形状をなす鋳造加工品を得る場合を例示して説明しているが、例えば、板材や棒材等をＡｌ合金鋳造物として得るようにしてもよい。そして、これら板材や棒材に対して鍛造加工を施し、上記のＡｌ合金鋳造物を出発材料とする所定形状の物品（鍛造加工品）を作製することも可能である。

勿論、この鍛造加工品も諸特性に優れる。上記のＡｌ合金鋳造物を出発材料として成形加工されたものであるからである。

図１に示す組成比（残部はＡｌと不可避不純物であり、Ｓｉ及びＣｕはともに０．１重量％以下）の溶湯のそれぞれに対し、鋳造加工を施すことによって複数の鋳造物を得た。次に、これらの鋳造物を６００℃で６時間保持し溶体化処理を行った後、焼入れ処理を施し、さらに、３００℃で６時間保持して時効処理を行って、実施例１〜１１の試験片をそれぞれ得た。実施例１〜１１の試験片の金属組織をＴＥＭで観察したところ、粒径が１００ｎｍ以下である粒子が金属組織中に６体積％以下の割合で存在することが確認された。また、前記粒子につきＥＤＳにて同定を行ったところ、Ａｌ₃Ｓｃ、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）であることが認められた。Ｔｉを含有する溶湯から得られた実施例６〜８の試験片については、前記粒子に、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ、Ｔｉ）がさらに含まれることが認められた。

比較のため、図２に示す組成比（残部はＡｌと不可避不純物）の溶湯から、上記の実施例１〜１１の試験片と同様の工程を経て、比較例１〜５の試験片を得た。比較例１〜５の試験片の金属組織を、実施例１〜１１の試験片と同様に観察したところ、粒径が約１００ｎｍ以下のＡｌ₃Ｓｃ粒子が確認された。

次に、実施例１〜１１及び比較例２〜５の試験片のそれぞれに対して、室温で、ＪＩＳＺ２２４１の要領で引張試験を行ない、０．２％耐力（０．２％ＹＳ）、最大引張強さ（ＵＴＳ）及び伸びを測定した。なお、比較例３については、最大引張強さを測定したが、脆性により０．２％耐力の測定ができなかったため伸びのみを測定した。また、実施例１〜１１及び比較例１〜５の試験片のそれぞれを２５０℃で１００時間暴露した後に、上記の引張試験を同様に行って、２５０℃での０．２％耐力、最大引張強さ及び伸びを測定した。これらの測定結果を図１及び図２に併せて示す。

図１及び図２から、実施例１〜１１の試験片は何れも、室温及び２５０°の両方の条件下において、比較例１〜４の試験片とほぼ同様の０．２％耐力及び最大引張強さを示しつつ、比較例１〜４の試験片に比して大きい伸びを示すことが分かる。また、実施例１〜１１の試験片は何れも、室温及び２５０°の両方の条件下において、汎用的なＡｌ合金（ＡＳＴＭ規格Ｃ３５５．０）である比較例５の試験片とほぼ同様の伸びを示しつつ、該比較例５の試験片に比して大きい０．２％耐力及び最大引張強さを示すことが分かる。

すなわち、比較例１〜４の試験片では伸び（特に、室温での伸び）が不足し易く、比較例５の試験片では０．２％耐力及び最大引張強さが不足し易い。これに対し、実施例１〜１１の試験片は、伸び、０．２％耐力及び最大引張強さの何れも良好な大きさにすることができる。

以上から、重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなり、その金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下で存在させるようにした本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、高温強度及び延性をバランスよく向上させることができる。

また、比較例１は、Ｚｒが添加されていないことを除いて、実施例１と同様の組成比からなる。しかしながら、実施例１の伸びは、比較例１の伸びの６倍以上大きいことが分かる。このことから、本実施形態に係るＡｌ合金鋳造物では、金属組織中にＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を含むことによって、該Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を含まない場合に比して、延性の低下を一層効果的に抑制できるといえる。

さらに、Ｔｉを含む実施例６〜８は、比較例１〜４及びＴｉを含まない他の実施例に比して、伸びが大きいことが分かる。このことから、Ｔｉを添加したＡｌ合金鋳造物では、金属組織中にＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ、Ｔｉ）粒子や、Ａｌ₃（Ｓｃ、Ｔｉ）粒子を析出させることができ、これによって、延性の低下を一層効果的に抑制できるといえる。

さらにまた、Ｎｂを含む実施例９、Ｎｉを含む実施例１０、Ｆｅを含む実施例１１では、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｆｅの何れも含まない他の実施例に比して、２５０℃で１００時間暴露後における２５０°での０．２％耐力及び最大引張強さが概ね大きい。このことから、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｎｂが粗大な晶出物を生成することなくＡｌ母相に固溶し、これによって、Ａｌ合金鋳造物の延性が低下することを抑制しつつ、効果的に高温強度を向上させることが可能であるといえる。このように、Ｆｅが固溶強化に寄与するため、原材料に不純物として含まれるＦｅ成分を除去・精製する工程を簡素化して、Ａｌ合金鋳造物の製造コストを低減することができる。

Claims

重量％で、Ｍｇを２．８５〜５．１０％、Ｍｎを０．５０〜１．１０％、Ｓｃを０．２７〜０．６０％、Ｚｒを０．１２〜０．５４％、ＮｉとＦｅとＮｂの少なくとも何れか１つを０．００〜１．２６％、Ｔｉを０．００〜０．３５％、含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる溶湯を得る工程と、
前記溶湯から鋳造物を得る工程と、
前記鋳造物に対して溶体化処理を施した後に時効処理を施し、金属組織中に、粒径が１００ｎｍを超えるＡｌ ₃ Ｓｃ粒子及びＡｌ ₃ （Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を含まない、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子及びＡｌ₃（Ｓｃ、Ｚｒ）粒子を合計６体積％以下の割合で析出させて、常温での伸び率が４〜１６％であり、且つ２００〜２５０℃で１００時間曝露した後の２５０℃での０．２％耐力が１１２〜１３０ＭＰａであるＡｌ合金鋳造物を得る工程と、
を有することを特徴とするＡｌ合金鋳造物の製造方法。
請求項１記載の製造方法において、
前記溶体化処理を、５９０〜６１０℃で４〜１２時間保持することによって行い、
前記時効処理を、２５０〜３５０℃で１〜１００時間保持することによって行うことを特徴とするＡｌ合金鋳造物の製造方法。