JP7734384B2 - アルミニウム合金材、その製造方法及び機械部品 - Google Patents

アルミニウム合金材、その製造方法及び機械部品

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Description

本発明は、アルミニウム合金材、その製造方法及びこのアルミニウム合金材からなる機械部品に関する。
アルミニウム合金は、比強度が高いという特性を活かし、機械部品などの素材として使用されている。機械部品の中でも、例えば、ターボチャージャに組み込まれるインペラなどの輸送機用圧縮機部品には、高温下での機械的特性に優れていることが求められる。
例えば非特許文献１には、Ａｌ－Ｍｇ－Ｚｎ三元系合金が高温における強度に優れていることが記載されている（非特許文献１）。
「第１３４回春季大会講演概要」、一般社団法人軽金属学会発行、平成３０年４月２６日、第３１７－３１８ページ
しかし、非特許文献１のＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ三元系合金は、クリープ特性に未だ改善の余地がある。
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、クリープ特性に優れたアルミニウム合金材、その製造方法及び機械部品を提供しようとするものである。
本発明の一態様は、Ｍｇ（マグネシウム）：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ（亜鉛）：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．２５原子％以上３．０原子％以下及びＣｕ（銅）：０．２５原子％以上３．０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ（チタン）：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ（マンガン）：０．０１原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ａｌ母相中に第二相粒子が分散した金属組織と、を有し、
前記第二相粒子が組成式Ａｌ 3 （Ｃｕ，Ｎｉ） 2 で表される析出物を含む、アルミニウム合金材にある。
本発明の他の態様は、Ｍｇ（マグネシウム）：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ（亜鉛）：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．２５原子％以上３．０原子％以下、Ｃｕ（銅）：０．２５原子％以上３．０原子％以下及びＦｅ（鉄）：０．０７原子％以上０．３０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ（チタン）：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ（マンガン）：０．０１原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ａｌ母相中に第二相粒子が分散した金属組織と、を有し、
前記第二相粒子が、組成式Ａｌ 3 （Ｃｕ，Ｎｉ） 2 で表される析出物と、長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物とを含む、アルミニウム合金材にある。
前記アルミニウム合金材には、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｎｉ及びＣｕがそれぞれ前記特定の範囲の含有量で含まれている。また、前記アルミニウム合金材にはこれらの元素に加え、さらに、Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅのうち１種または２種以上の元素が前記特定の範囲の含有量で含まれている。前記アルミニウム合金材は、化学成分を前記特定の範囲とすることにより、クリープ特性を改善することができる。
以上のように、前記アルミニウム合金材は、優れたクリープ特性を有している。
図１は、実施例１における試験材Ｅ１の元素マップを模式的に示した説明図である。 図２は、実施例１における試験材Ｅ１の反射電子像である。 図３は、実施例１における試験材Ｅ２の元素マップを模式的に示した説明図である。 図４は、試験材Ｅ１～Ｅ４及び試験材Ｃ１～Ｃ２の低ひずみ領域におけるクリープ曲線を示す説明図である。 図５は、試験材Ｅ５～Ｅ７、試験材Ｃ１及び試験材Ｃ３の低ひずみ領域におけるクリープ曲線を示す説明図である。 図６は、試験材Ｅ８～Ｅ１０の低ひずみ領域におけるクリープ曲線を示す説明図である。 図７は、試験材Ｅ１１～Ｅ１４の低ひずみ領域におけるクリープ曲線を示す説明図である。 図８は、クリープ試験後の試験材Ｅ１の反射電子像である。 図９は、図８における、Ａｌ母相中のＴｉ原子が存在している部分を拡大した反射電子像である。 図１０は、図８における、Ａｌ母相中のＴｉ原子が存在していない部分を拡大した反射電子像である。 図１１は、実施例２における試験材Ｅ１５の元素マップである。 図１２は、実施例２における試験材Ｅ１６の元素マップである。
前記アルミニウム合金材の化学成分及びその限定理由について説明する。
・Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下
Ｍｇは、Ｚｎと共存することによりＡｌ母相中に第二相粒子を形成し、前記アルミニウム合金材の強度を向上させる作用を有している。前記アルミニウム合金材中のＭｇの含有量は、１．０原子％以上１０．０原子％以下である。Ｍｇの含有量を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に第二相粒子を形成することができる。そして、Ａｌ母相中に第二相粒子を形成することにより、前記アルミニウム合金材の高温における強度の低下を抑制するとともに、クリープ特性を改善しやすくすることができる。
Ｍｇの含有量は、１．５原子％以上９．５原子％以下であることが好ましく、２．０原子％以上９．０原子％以下であることがより好ましく、３．５原子％以上９．０原子％以下であることがさらに好ましく、４．０原子％以上８．０原子％以下であることが特に好ましい。この場合には、前記アルミニウム合金材のクリープ特性をより改善しやすくすることができる。
Ｚｎの含有量に対するＭｇの含有量の比Ｍｇ／Ｚｎの値は、０．８以上２．０以下であることが好ましく、１．０以上１．５以下であることがより好ましい。この場合には、ひずみ速度－時間曲線における二次クリープ領域のひずみ速度をより小さくし、二次クリープ特性をより改善させる効果が期待できる。
・Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下
Ｚｎは、Ｍｇと共存することによりＡｌ母相中に第二相粒子を形成し、前記アルミニウム合金材の強度を向上させる作用を有している。前記アルミニウム合金材中のＺｎの含有量は、１．０原子％以上９．０原子％以下である。Ｚｎの含有量を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に第二相粒子を形成し、高温における前記アルミニウム合金材の強度の低下を抑制するとともに、クリープ特性を改善しやすくすることができる。
Ｚｎの含有量は、１．５原子％以上８．５原子％以下であることが好ましく、２．０原子％以上８．０原子％以下であることがより好ましい。この場合には、クリープ特性をより改善しやすくすることができる。
・Ｎｉ：０．２５原子％以上３．０原子％以下、Ｃｕ：０．２５原子％以上３．０原子％以下
前記アルミニウム合金材中のＮｉの含有量及びＣｕの含有量は、それぞれ前記特定の範囲内である。前記アルミニウム合金材は、ＮｉとＣｕとの両方が添加されていることにより、これらの元素のいずれか一方または両方が添加されていない場合に比べてクリープ特性をより向上させることができる。
クリープ特性をより向上させる観点からは、前記アルミニウム合金材中のＣｕの含有量は、０．３０原子％以上であることが好ましく、０．５０原子％以上であることがより好ましく、０．８０原子％以上であることがさらに好ましく、１．２原子％以上であることが特に好ましい。同様の観点から、前記アルミニウム合金材中のＮｉの含有量は、０．３０原子％以上であることが好ましく、０．５０原子％以上であることがより好ましく、０．８０原子％以上であることがさらに好ましく、１．２原子％以上であることが特に好ましい。
また、前記アルミニウム合金材の密度をより小さくする観点からは、前記アルミニウム合金材中のＣｕの含有量は、２．５原子％以下であることが好ましく、２．２原子％以下であることがより好ましく、１．５原子％以下であることがさらに好ましく、１．３原子％以下であることが特に好ましい。同様の観点から、前記アルミニウム合金材中のＮｉの含有量は、２．５原子％以下であることが好ましく、２．２原子％以下であることがより好ましく、１．５原子％以下であることがさらに好ましく、１．３原子％以下であることが特に好ましい。
また、クリープ特性をより向上させつつ前記アルミニウム合金材の密度をより小さくする観点からは、前記アルミニウム合金材中のＣｕの含有量が０．５０原子％以上１．５原子％以下であり、かつ、Ｎｉの含有量が０．５０原子％以上１．５原子％以下であることが最も好ましい。
・Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下、Ｆｅ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下
前記アルミニウム合金材中には、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｕ及びＮｉに加えて、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種以上の元素が含まれている。前記アルミニウム合金材中におけるＴｉの含有量を前記特定の範囲とすることにより、Ｔｉ原子を主にＡｌの結晶粒内に分布させることができる。また、前記アルミニウム合金材中におけるＭｎの含有量及びＦｅの含有量を前記特定の範囲にすることにより、Ｍｎ原子及びＦｅ原子をＡｌの結晶粒内や結晶粒界に分布させることができる。
そして、前記アルミニウム合金材中に前述した態様で分布したＴｉ原子、Ｍｎ原子及びＦｅ原子によれば、前記アルミニウム合金材に熱や応力が印加された場合においても、前記アルミニウム合金材中の第二相粒子の粗大化を抑制することができる。以上の結果、アルミニウム合金材におけるクリープの進展をより遅延させ、クリープ特性をより向上させることができる。
かかる作用効果をより確実に得る観点からは、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上３．０原子％以下及びＣｕ：０．２５原子％以上３．０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種以上の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していることが好ましい。
前記アルミニウム合金材のクリープ特性をより向上させる観点からは、前記アルミニウム合金材中のＴｉの含有量は、０．０２原子％以上であることが好ましく、０．０３原子％以上であることがより好ましく、０．０４原子％以上であることがさらに好ましく、０．０７原子％以上であることが特に好ましい。同様の観点からは、前記アルミニウム合金材中のＭｎの含有量は０．０２原子％以上であることが好ましく、０．０３原子％以上であることがより好ましく、０．０４原子％以上であることがさらに好ましく、０．０７原子％以上であることが特に好ましい。
一方、前記アルミニウム合金材中のＴｉの含有量、Ｍｎの含有量またはＦｅの含有量が過度に多くなると、クリープ特性向上の効果が小さくなるおそれがある。クリープ特性向上の効果をより確実に奏する観点からは、前記アルミニウム合金材中のＴｉの含有量は、０．２５原子％以下であることが好ましく、０．２２原子％以下であることがより好ましく、０．１７原子％以下であることがさらに好ましく、０．１５原子％以下であることが特に好ましい。同様の観点からは、前記アルミニウム合金材中のＭｎの含有量及びＦｅの含有量は、それぞれ０．２５原子％以下であることが好ましく、０．２２原子％以下であることがより好ましく、０．１７原子％以下であることがさらに好ましく、０．１５原子％以下であることが特に好ましい。
より具体的には、前記アルミニウム合金材は、例えば、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：１．５原子％を超え３．０原子％以下及びＣｕ：１．５原子％を超え３．０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．１７原子％以下のうち１種または２種以上の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していてもよい。かかる化学成分を有するアルミニウム合金材は、優れたクリープ特性を有している。
クリープ特性をより高める観点からは、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：１．５原子％を超え３．０原子％以下及びＣｕ：１．５原子％を超え３．０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下及びＭｎ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下のうち１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していることが好ましい。
同様の観点から、前記アルミニウム合金材の化学成分における、Ｃｕの含有量が１．５原子％を超え３．０原子％以下であり、Ｎｉの含有量が１．５原子％を超え３．０原子％以下であり、Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅのうち少なくともＴｉを含むとともに、Ｔｉの含有量が０．０１原子％以上０．１７原子％以下であることが好ましい。すなわち、前記アルミニウム合金材は、例えば、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：１．５原子％を超え３．０原子％以下及びＣｕ：１．５原子％を超え３．０原子％以下を含有し、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．１７原子％以下のうち少なくともＴｉを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していることが好ましい。
クリープ特性をさらに高める観点からは、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：１．５原子％を超え３．０原子％以下、Ｃｕ：１．５原子％を超え３．０原子％以下及びＴｉ：０．０１原子％以上０．１７原子％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していることがより好ましい。
また、前記アルミニウム合金材は、例えば、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上１．５原子％以下及びＣｕ：０．２５原子％以上１．５原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種以上の元素を含有していてもよい。かかる化学成分を有するアルミニウム合金材は、優れたクリープ特性を有するとともに、密度を容易に低減することができる。
アルミニウム合金材の密度を低減しつつクリープ特性をより高める観点からは、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上１．５原子％以下及びＣｕ：０．２５原子％以上１．５原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有していることが好ましい。
同様の観点から、前記アルミニウム合金材の化学成分における、Ｃｕの含有量が０．２５原子％以上１．５原子％以下であり、Ｎｉの含有量が０．２５原子％以上１．５原子％以下であり、Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅのうち少なくともＴｉを含むとともにＭｎ及びＦｅのうち１種または２種の元素を含むことが好ましい。すなわち、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上１．５原子％以下、Ｃｕ：０．２５原子％以上１．５原子％以下及びＴｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下を含有し、さらに、Ｍｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有していることが好ましい。
クリープ特性をさらに高める観点からは、前記アルミニウム合金材は、Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上１．５原子％以下、Ｃｕ：０．２５原子％以上１．５原子％以下、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下を含有していることがさらに好ましい。この場合、Ｔｉの含有量とＭｎの含有量との合計は０．１５原子％以上０．３５原子％以下であることが特に好ましい。
・金属組織
前記アルミニウム合金材は、Ａｌ母相中に第二相粒子が分散した金属組織を有している。Ａｌ母相中に形成される第二相粒子としては、例えば、組成式Ｚｎ２Ｍｇで表される組成を有するη相析出物や、組成式Ａｌ３（Ｃｕ、Ｎｉ）２で表される組成を有する析出物、組成式Ａｌ６Ｍｇ１１Ｚｎ１１で表される組成を有するＴ相析出物等が挙げられる。Ａｌ母相中の第二相粒子は、前記アルミニウム合金材を強化し、前記アルミニウム合金材の強度をより向上させることができる。
前記アルミニウム合金材における第二相粒子には、長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が含まれていることがより好ましい。Ｔ相析出物は、高温環境下における安定性が高い。そのため、Ａｌ母相中にＴ相析出物を微細かつ多量に析出させることにより、前記アルミニウム合金材の高温における強度をより向上させることができる。また、Ａｌ母相中に含まれるＴｉ原子、Ｍｎ原子及びＦｅ原子は、熱や応力によるＴ相析出物の粗大化を抑制する作用を有している。そのため、これらの原子を含むＡｌ母相中にＴ相析出物が形成されている場合には、Ｔ相析出物がＡｌ母相中に微細に分散した状態をより長期間に亘って維持することができる。その結果、アルミニウム合金材のクリープ特性をさらに向上させることができる。
前記アルミニウム合金材中にＴｉが含まれている場合、Ｔｉ原子は、Ａｌ母相全体に分布していることが好ましい。このような金属組織を有するアルミニウム合金材は、より高い硬さを有している。また、このように、Ａｌ母相中のＴｉ原子の分布をより均一にすることにより、アルミニウム合金材全体でＴｉ原子によるＴ相析出物の粗大化を抑制する効果を発揮させることができる。同様の観点から、Ａｌ母相中のＴｉ原子の濃度の最大値が、前記アルミニウム合金材中のＴｉ原子の平均濃度の１５０％以下であることがより好ましい。なお、前述したＡｌ母相中のＴｉ原子の分布状態及びＡｌ母相中のＴｉ原子の濃度は、前記アルミニウム合金材の元素マップに基づいて評価することができる。前記アルミニウム合金材の元素マップの取得には、例えば電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いればよい。
・クリープ特性
前記アルミニウム合金材は、試験温度２００℃、試験応力１０５ＭＰａの条件でクリープ試験を行った場合に、クリープひずみが０．４％に到達するまでに要する時間が４４０時間以上となるクリープ特性を有していることが好ましく、６００時間以上となるクリープ特性を有していることがより好ましい。このようなクリープ特性を有するアルミニウム合金材は、高温環境下において使用される機械部品に好適である。
・用途
前記アルミニウム合金材は、前述したように、高温環境下においても強度が低下しにくい特性を有している。また、前記アルミニウム合金材は、高温環境下においても優れたクリープ特性を有している。前記アルミニウム合金材は、これらの特性を活かし、１７０℃以上の高温環境下において使用される機械部品に好適に使用することができる。
このような機械部品としては、例えば、自動車等の輸送機に組み込まれる輸送機用圧縮機部品等が挙げられる。前記アルミニウム合金材は、輸送機用圧縮機部品の中でも特にターボチャージャに組み込まれるインペラとして好適である。
・製造方法
前記アルミニウム合金材は、例えば、鋳造、溶体化処理、焼入れ及び時効処理を順次実施することにより作製される。また、前記の態様の製造方法においては、必要に応じて、鋳造後の鋳塊に、均質化処理及び展伸加工を行ってもよい。
鋳造においては、例えば、連続鋳造や半連続鋳造等の方法により、前記特定の化学成分を有する鋳塊を作製すればよい。最終的に得られるアルミニウム合金材の金属組織において、結晶粒をより微細化する観点、及び、Ｔｉ原子の分布をより均一にする観点からは、鋳造時における溶湯の凝固速度を高めることが好ましい。また、鋳造時における溶湯の凝固速度を高めることにより、アルミニウム合金材の硬さをより向上させる効果を期待することができる。これは、鋳造時に溶湯を急速に凝固させると、結晶粒内に蓄積される歪みが大きくなること等が原因と考えられる。
鋳造後の鋳塊を加熱して均質化処理を行う場合、加熱温度は、例えば、４２０℃以上５００℃以下の範囲から適宜設定することができる。また、均質化処理における保持時間は、例えば、１０時間以上４８時間以下の範囲から適宜設定することができる。均質化処理における加熱温度が低すぎる場合または保持時間が短すぎる場合には、鋳塊の均質化が不十分となり、偏析等の問題が生じるおそれがある。また、この場合には、後に塑性加工を行う際に、変形抵抗の増大を招くおそれもある。
均質化処理における加熱温度が高すぎる場合または保持時間が長すぎる場合には、鋳塊の加熱に要するエネルギーが増大し、製造コストの増大を招くおそれがある。また、この場合には、後に塑性加工を行う際に、割れが生じやすくなるおそれもある。これらの問題をより確実に回避する観点からは、均質化処理における加熱温度を４４０℃以上４９０℃以下の範囲内とすることが好ましい。同様の観点から、均質化処理における保持時間を２０時間以上３０時間以下の範囲内とすることが好ましい。
鋳塊に展伸加工を施す場合、展伸加工としては、熱間圧延、冷間圧延、熱間押出、冷間押出、熱間鍛造及び冷間鍛造から選択される１種の加工を実施してもよいし、これらのうち２種以上の加工を組み合わせて実施してもよい。また、展伸加工の途中において、焼鈍等の熱処理を必要に応じて行うこともできる。
溶体化処理においては、鋳塊又は展伸材を加熱してＭｇ等の溶質元素をＡｌ母相中に固溶させる。そして、溶体化処理が完了した直後に焼入れを行うことにより、鋳塊又は展伸材を過飽和固溶体とすることができる。
溶体化処理における加熱温度は、例えば、４２０℃以上５００℃以下の範囲から適宜設定することができる。また、溶体化処理における保持時間は、２０時間以上４８時間以下の範囲から適宜設定することができる。溶体化処理における加熱温度及び保持時間を前記特定の範囲とすることにより、溶質元素を鋳塊又は展伸材中に十分に固溶させ、後に行う時効処理によって第二相粒子を微細に析出させることができる。
溶体化処理における加熱温度が低すぎる場合または保持時間が短すぎる場合には、溶質元素が十分に固溶せず、時効処理後の第二相粒子の量が少なくなるおそれがある。その結果、前記アルミニウム合金材のクリープ特性の悪化を招くおそれがある。溶体化処理における加熱温度が高すぎる場合または保持時間が長すぎる場合には、鋳塊又は展伸材の加熱に要するエネルギーが増大し、製造コストの増大を招くおそれがある。
鋳塊又は展伸材の焼入れ方法は特に限定されることはなく、例えば、水焼入れなどの方法を採用することができる。
その後、溶体化処理及び焼入れによって過飽和固溶体となった鋳塊又は展伸材を加熱して時効処理を行う。時効処理における加熱温度は、例えば、１７０℃以上３００℃以下の範囲から適宜設定することができる。また、時効処理における保持時間は、１時間以上１００時間以下の範囲から適宜設定することができる。時効処理における加熱温度及び保持時間を前記特定の範囲とすることにより、Ａｌ母相中に第二相粒子を微細に析出させることができる。
時効処理における加熱温度が低すぎる場合または保持時間が短すぎる場合には、第二相粒子の量が少なくなるおそれがある。その結果、前記アルミニウム合金材のクリープ特性の悪化を招くおそれがある。時効処理における加熱温度が高すぎる場合または保持時間が長すぎる場合には、過時効となり、前記アルミニウム合金材のクリープ特性の悪化を招くおそれがある。これらの問題をより確実に回避する観点からは、時効処理における加熱温度を１７０℃以上２５０℃以下の範囲内とすることが好ましい。同様の観点から、時効処理における保持時間を１時間以上１０時間以下の範囲内とすることが好ましい。
（実施例１）
前記アルミニウム合金材及びその製造方法の実施例を以下に説明する。本例では、常法により表１に示す化学成分を有する鋳塊を作製した。なお、表１の化学成分欄における「－」は、当該元素が含まれていないことを示す記号であり、「Ｂａｌ．」は、残部を示す記号である。
得られた鋳塊を４８０℃の温度に２４時間保持して溶体化処理を行い、次いで水焼入れを行った。そして、水焼入れ後の鋳塊を２００℃の温度に１０時間保持して時効処理を行った。以上により、表１に示すアルミニウム合金材（試験材Ｅ１～Ｅ１４、試験材Ｃ１～Ｃ３）を得た。
試験材Ｅ１及び試験材Ｅ２における元素の分布状況を評価するため、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により、これらの試験材の元素マップを取得した。一例として、図１に試験材Ｅ１の元素マップを模式的に示す。
図１において、試験材Ｅ１のＡｌ母相１中には、Ａｌ原子に加えて、Ａｌ母相１に固溶したＭｇ原子、Ｚｎ原子及びＣｕ原子等が含まれていた。さらに、試験材Ｅ１におけるＡｌ母相１には、Ｔｉ原子が含まれている部分１ａと、Ｔｉ原子が含まれていない部分１ｂとが存在していた。また、Ａｌ母相１の結晶粒界には、１～５μｍ程度の長径を有する第二相粒子２が形成されており、第二相粒子２には、Ｔ相析出物２ａやＡｌ３（Ｎｉ，Ｃｕ）２の組成を有する金属間化合物２ｂなどが含まれていた。
また、図２に、図１のＡｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれている部分１ａをさらに拡大した反射電子像を示す。図２における灰色で示された部分はＡｌ母相であり、Ａｌ母相中に分散している白い点は、微細に析出したＴ相析出物である。また、これらのＴ相析出物の長径は０．０５μｍ以下である。図２によれば、試験材Ｅ１においては、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれている部分１ａの内部にも、Ｔ相析出物が微細かつ多量に析出していることが確認された。なお、図には示さないが、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれていない部分１ｂにおいても、図２と同様に、Ａｌ母相１の内部に長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が多量に析出していた。
また、図には示さないが、Ｔｉ原子が含まれている試験材Ｅ３～Ｅ１４においても、試験材Ｅ１と同様に、Ａｌ母相１の内部に長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が多量に析出していた。
また、図３に試験材Ｅ２の元素マップを模式的に示す。図３において、試験材Ｅ２のＡｌ母相１中には、Ａｌ原子に加えて、Ａｌ母相１中に固溶したＭｇ原子、Ｚｎ原子及びＣｕ原子等が含まれていた。さらに、試験材Ｅ２におけるＡｌ母相１中には、Ｍｎ原子が含まれていた。また、Ａｌ母相１の結晶粒界には、Ｔ相析出物２ａやＡｌ３（Ｎｉ，Ｃｕ）２の組成を有する金属間化合物２ｂなどの第二相粒子２が形成されていた。試験材Ｅ２中のＭｎ原子は、Ａｌ母相１に加え、金属間化合物２ｂの周辺にも分布していた。これらの結果によれば、試験材Ｅ２中のＭｎ原子は、主にＡｌ母相１の結晶粒中及び結晶粒界に存在していることが理解できる。
また、図には示さないが、Ｍｎ原子が含まれている試験材Ｅ２においても、試験材Ｅ１と同様に、Ａｌ母相１の内部に長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が多量に析出していた。
次に、試験材Ｅ１～Ｅ１４及び試験材Ｃ１～Ｃ３のクリープ特性の評価を行った。まず、得られた試験材から、ダンベル形状の試験片を採取した。この試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２７１：２０１０に準じた方法によりクリープ試験を行った。クリープ試験にはシングルクリープ試験機を使用し、試験温度は２００℃、試験応力は１０５ＭＰａとした。また、試験片の長さは掴み部を含めて５７ｍｍとし、平行部の直径はφ４ｍｍ、掴み部の直径はφ８ｍｍとした。
各試験材のクリープ特性を図４～図７に示す。なお、図４～図７の横軸は試験開始時点からの経過時間（単位：時間）であり、縦軸は試験材のクリープひずみ（単位：％）である。また、表１に、クリープひずみが０．４％に到達するまでに要した所要時間を示す。なお、試験材Ｅ４については、クリープひずみが０．４％に到達する前に試験を終了したため、表１の「クリープひずみ０．４％までの所要時間」欄には試験終了までの経過時間に記号「＞」を付した値を示した。
表１に示すように、試験材Ｅ１～Ｅ１４は、前記特定の化学成分を有するアルミニウム合金から構成されている。そのため、これらの試験材は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅのうち１種以上の元素が含まれていない試験材Ｃ１～Ｃ３に比べ、クリープひずみが０．４％に到達するまでの所要時間が長くなっている。より具体的には、試験材Ｅ１～Ｅ１４のクリープひずみが０．４％に到達するまでの所要時間は、いずれも４４０時間以上であった。
従って、これらの結果によれば、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｎｉ及びＣｕを含むとともに、Ｔｉ、Ｍｎ及びＦｅのうち１種以上の元素を前記特定の範囲の含有量で含有するアルミニウム合金材は、優れたクリープ特性を有していることが理解できる。
図８に、クリープ試験後の金属組織の一例として、試験材Ｅ１の断面の反射電子像を示す。図８に示すように、クリープ試験後の試験材Ｅ１には、長径数μｍ程度の第二相粒子２が存在していることが確認された。また、断面に現れたＡｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれている部分１ａは、Ｔｉ原子が含まれていない部分１ｂに比べて明度が低くなっていた。
そこで、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれている部分１ａをさらに拡大して観察したところ、図９に示すように、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれている部分１ａにおいては、図２に示すクリープ試験前の状態と同様に、長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が多数存在していることが確認された。一方、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれていない部分１ｂをさらに拡大して観察したところ、図１０に示すように、Ａｌ母相１におけるＴｉ原子が含まれていない部分１ｂにおいては、図２に示すクリープ試験前の状態に比べてＴ相析出物が粗大化していることが確認された。
これらの結果から、Ａｌ母相１中のＴｉ原子は、アルミニウム合金材に熱や応力が加わった場合においても、Ａｌ母相１中のＴ相析出物の粗大化を抑制する作用を有していることが理解できる。そして、試験材Ｅ１～Ｅ１４においては、クリープ試験中におけるＴ相析出物の粗大化が抑制されたことにより、クリープ特性が向上したと推定される。
（実施例２）
本例においては、鋳造時の冷却速度を変更してアルミニウム合金材を作製し、得られたアルミニウム合金材の金属組織及びビッカース硬さの評価を行った。本例において作製したアルミニウム合金材（試験材Ｅ１５～Ｅ１６）の作製方法は以下の通りである。
＜試験材Ｅ１５＞
まず、表１に示す試験材Ｅ１と同一の組成を有するアルミニウム合金材の溶湯を準備した。この溶湯を内径１０ｍｍの円柱状キャビティを有する鋳型に注ぎ込み、鋳型内で溶湯を凝固させた。以上により、直径約１０ｍｍの円柱形状を有する試験材Ｅ１６を得た。
＜試験材Ｅ１６＞
厚み０．６ｍｍの薄板を鋳造可能なキャビティを有する鋳型を用いた以外は、試験材Ｅ１５と同様の方法により鋳造を行った。以上により、厚み約０．６ｍｍの薄板形状を有する試験材Ｅ１６を得た。なお、鋳型内に注入された溶湯の体積の差から、試験材Ｅ１６の鋳造時の凝固速度は試験材Ｅ１５よりも格段に速いと推定される。
以上により得られた試験材Ｅ１５及び試験材Ｅ１６の金属組織及びビッカース硬さを以下の方法で評価した。
・金属組織の評価
試験材Ｅ１５及び試験材Ｅ１６を任意の断面で切断した。ＳＥＭ－ＥＤＸを用いて切断面を観察し、元素マップを取得した。図１１及び図１２に、各試験材の元素マップの一例を示す。
図１１に示すように、ＳＥＭ－ＥＤＸを用いて得られた試験材Ｅ１５の元素マップにおいては、Ａｌ母相１の周囲はＡｌ－Ｍｇ－Ｚｎ－Ｃｕ系金属間化合物やＡｌ－Ｎｉ系金属間化合物等の金属間化合物相３によって囲まれていた。また、試験材Ｅ１５のＡｌ母相１のうち、比較的粒径が大きいＡｌ母相には、Ｔｉ原子が含まれている部分１ａと、Ｔｉ原子がほとんど含まれていない部分１ｂとが存在していた。一方、比較的粒径が小さいＡｌ母相はＴｉ原子がほとんど含まれていない部分１ｂから構成されていた。図１１における、Ａｌ母相１中のＴｉ原子が含まれている部分１ａのＴｉ原子の濃度の最大値は、試験材Ｅ１１のＴｉの平均濃度（つまり、０．１ａｔ％）の１５０％以上と推測される。
図１２に示すように、試験材Ｅ１６の元素マップにおいても、Ａｌ母相１の周囲は金属間化合物相３によって囲まれていた。図１１と図１２との比較から、試験材Ｅ１６のＡｌ母相１の粒径は試験材Ｅ１５に比べて全体的に小さくなる傾向があることが理解できる。また、試験材Ｅ１６のＡｌ母相１にはＴｉ原子が均一に分布しており、Ｔｉ原子が含まれている部分１ａから構成されていた。図１２においては、Ｔｉ原子がＡｌ母相１中の全体に分布している。従って、図１２における、Ａｌ母相１中のＴｉ原子が含まれている部分１ａのＴｉ原子の濃度の最大値は、試験材Ｅ１６のＴｉの平均濃度の１５０％未満であると推測される。
・ビッカース硬さの評価
ＪＩＳ Ｚ２２４４：２００９に基づいて各試験材のビッカース硬さを測定した。具体的には、各試験材について、測定位置を変更しながら１ｋｇｆの測定荷重で５回の測定を行い、これらの測定に基づいてビッカース硬さの算術平均値及び標準偏差を算出した。表２にこれらの値を示す。
表２に示したように、鋳造時の凝固速度が比較的高い試験材Ｅ１６は、試験材Ｅ１５に比べて金属組織が微細化されており、Ｔｉ原子の分布のばらつきも小さくなった。また、試験材Ｅ１６のビッカース硬さは試験材Ｅ１５よりも高かった。これらの結果から、鋳造時の凝固速度を高くすることにより、アルミニウム合金材の硬さを向上可能であることが理解できる。
本発明に係るアルミニウム合金材の具体的な態様は、実施例に記載された態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で適宜構成を変更することができる。

Claims (10)

  1. Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上３．０原子％以下及びＣｕ：０．２５原子％以上３．０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、
    Ａｌ母相中に第二相粒子が分散した金属組織と、を有し、
    前記第二相粒子が組成式Ａｌ3（Ｃｕ，Ｎｉ）2で表される析出物を含む、アルミニウム合金材。
  2. 前記第二相粒子には長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物が含まれている、請求項１に記載のアルミニウム合金材。
  3. Ｍｇ：１．０原子％以上１０．０原子％以下、Ｚｎ：１．０原子％以上９．０原子％以下、Ｎｉ：０．２５原子％以上３．０原子％以下、Ｃｕ：０．２５原子％以上３．０原子％以下及びＦｅ：０．０７原子％以上０．３０原子％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下及びＭｎ：０．０１原子％以上０．３０原子％以下のうち１種または２種の元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、
    Ａｌ母相中に第二相粒子が分散した金属組織と、を有し、
    前記第二相粒子が、組成式Ａｌ3（Ｃｕ，Ｎｉ）2で表される析出物と、長径０．０５μｍ以下のＴ相析出物とを含む、アルミニウム合金材。
  4. Ｍｇの含有量が３．５原子％以上９．０原子％以下である、請求項１～３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  5. Ｚｎの含有量が２．０原子％以上８．０原子％以下である、請求項１～４のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  6. Ｚｎの含有量に対するＭｇの含有量の比Ｍｇ／Ｚｎの値が０．８以上２．０以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  7. 前記アルミニウム合金材の化学成分における、Ｃｕの含有量が０．２５原子％以上１．５原子％以下であり、Ｎｉの含有量が０．２５原子％以上１．５原子％以下であり、Ｔｉ及びＭｎを含む、請求項１～６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  8. 前記アルミニウム合金材の化学成分における、Ｃｕの含有量が１．５原子％を超え３．０原子％以下であり、Ｎｉの含有量が１．５原子％を超え３．０原子％以下であり、Ｔｉ及びＭｎのうち少なくともＴｉを含むとともに、Ｔｉの含有量が０．０１原子％以上０．１７原子％以下である、請求項１～６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材。
  9. 請求項１～８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材からなり、１７０℃以上の高温環境下において使用される機械部品。
  10. 請求項１～８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金材の製造方法であって、
    前記化学成分を有する鋳塊を作製し、
    前記鋳塊を４２０～５００℃の温度で２０～４８時間加熱して溶体化処理を行い、
    次いで、前記鋳塊を焼入れし、
    その後、前記鋳塊を１７０～３００℃の温度で１～１００時間加熱して時効処理を行う、アルミニウム合金材の製造方法。
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