KR20210127163A - 알루미늄 합금재 - Google Patents

Abstract

Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고, Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물인 알루미늄 합금재가 제공된다.

Description

알루미늄 합금재

본 개시는 알루미늄 합금재에 관한 것이다. 본 출원은 2019년 2월 20일에 출원한 일본 특허출원인 특원 2019-028568호에 기초한 우선권을 주장한다. 이 일본 특허출원에 기재된 모든 기재 내용은 참조에 의해서 본 명세서에 원용된다.

일본 특허공개 평06-158211호 공보(특허문헌 1)는, Fe와 Mn, Ni, Cr 등의 천이 원소와 Si와 Mg를 함유하는 알루미늄 합금을 개시한다. 일본 특허공개 2000-096176호 공보(특허문헌 2)는, Si를 17 중량% 이상과 Zr와 Y 및 미슈 메탈 등에서 선택되는 적어도 1종을 함유하는 알루미늄 합금을 개시한다.

[특허문헌 1] 일본 특허공개 평06-158211호 공보 [특허문헌 2] 일본 특허공개 2000-096176호 공보

제1의 본 개시의 알루미늄 합금재는,

Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,

Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,

잔부가 Al 및 불가피 불순물이다.

제2의 본 개시의 알루미늄 합금재는,

Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,

Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,

C 및 B로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 함유하고,

잔부가 Al 및 불가피 불순물이다.

[본 개시가 해결하고자 하는 과제]

고온에서도 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 가질 것 등과 같이 내열성이 우수한 알루미늄 합금재가 요구되고 있다.

특허문헌 1에 기재된 알루미늄 합금은, 200℃에 있어서 높은 인장 강도를 가지며 내열성이 우수하다. 그러나, 특허문헌 1에 기재된 것과 같은 열간(熱間) 가공을 행하면, Al과 Fe를 포함하는 화합물과 같은 석출물이 성장하기 쉽다. 조대(粗大)한 석출물이 존재하면, 알루미늄 합금이 취화(脆化)되기 쉽게 된다. 이 취화를 방지하기 위해서, 열간 가공에 있어서의 알루미늄 합금재의 형상이 제약된다. 따라서, 다양한 형상의 알루미늄 합금재를 제조할 수 있는 것, 즉, 알루미늄 합금재는 제조성도 우수한 것이 바람직하다.

또한, 상술한 Mn, Ni, Cr 등의 천이 원소는, 상술한 석출물을 미세하게 하여 고온에서의 강도를 높이는 작용을 갖는다. 그러나, 이들 천이 원소의 융점은 Fe의 융점에 가깝다. 그 때문에, 알루미늄 합금재의 리사이클 시에 Fe와 상기 천이 원소를 분리하기 어렵다. 따라서, 알루미늄 합금재는 리사이클 시의 작업성도 우수한 것이 바람직하다.

특허문헌 2에 기재된 알루미늄 합금의 조성은 높은 아모르퍼스 형성능을 갖는다. 그 때문에, Al과 Zr을 포함하는 화합물의 사이즈는 나노 사이즈이다. Si 정출물(晶出物)의 사이즈는 100 nm 정도이다. 이러한 매우 미세한 입자에 의해서, 상기 알루미늄 합금은 실온에 있어서 높은 인장 강도와 높은 파단 신도를 가질 수 있다. 또한, 매우 미세한 입자이기 때문에, 고온 시에 상기 입자가 성장하여도 상기 알루미늄 합금은 취화하기 어렵다. 그러나, 상기 알루미늄 합금은 첨가 원소의 합계 첨가량이 많다. 예컨대 Zr에 더하여 Y 및 미슈 메탈 등에서 선택되는 적어도 1종을 8 중량%(1 원자%∼2 원자%) 포함한다. 따라서, 첨가 원소가 적더라도 내열성이 우수한 알루미늄 합금재가 요구된다.

본 개시는 내열성이 우수한 알루미늄 합금재를 제공하는 것을 목적의 하나로 한다.

[본 개시의 효과]

본 개시의 알루미늄 합금재는 내열성이 우수하다.

[본 개시의 실시형태의 설명]

처음에 본 개시의 실시양태를 열기하여 설명한다.

(1) 본 개시의 일 양태에 따른 알루미늄 합금재(이하, 제1의 Al 합금재라고 부르는 경우가 있다)는,

Fe(철)을 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,

Nd(네오디뮴), W(텅스텐) 및 Sc(스칸듐)으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소(이하, 제1 원소라고 부르는 경우가 있다)를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,

잔부가 Al(알루미늄) 및 불가피 불순물이다.

제1의 Al 합금재는 첨가 원소의 합계 함유량이 적지만 내열성이 우수하다. 이 이유의 하나는 다음이라고 생각된다.

Fe와 함께 제1 원소를 포함하는 제1의 Al 합금재는, 예컨대 미세한 결정 조직 중에, Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 미세한 입자가 분산된 조직을 가질 수 있다(구체예로서 후술하는 (2) 참조). 이러한 제1의 Al 합금재는 실온(예컨대 25℃)에 있어서, 예컨대 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 갖는다. 그 때문에, 제1의 Al 합금재는 고온, 예컨대 250℃라도 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다. 특히 제1의 Al 합금재는 Fe와 함게 제1 원소를 포함하기 때문에, 상기 고온으로 되어도 상술한 미세한 조직을 유지하기 쉽다(상세한 것은 후술한다). 이 점에서도 제1의 Al 합금재는 상기 고온에서도 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다.

또한, 제1의 Al 합금재는 제조성도 우수하다. 후술하는 것과 같이 성형성이 우수한 소재를 얻기 쉽기 때문이다. 또한, 후술하는 것과 같이 제1의 Al 합금재는 신도도 우수하고, 냉간(冷間)에서도 온간(溫間)에서도 소성 가공을 행하기 쉽기 때문이다.

더욱이, 제1의 Al 합금재는 리사이클 시의 작업성도 우수하다. Al과 Fe는 융점이 다르므로 분리하기 쉽기 때문이다. 또한, Al 및 Fe와 제1 원소는 융점이나 산 등에 대한 반응성 등이 다르므로 분리하기 쉽기 때문이다.

(2) 본 개시의 Al 합금재의 일례는, 상기 제1의 Al 합금재에 있어서,

Al을 99 원자% 이상 포함하는 모상(母相)과, 상기 모상 중에 존재하며 Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자(이하, 화합물 입자라고 부르는 경우가 있다)를 포함하는 조직을 갖추고,

상기 제1의 Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 상기 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1700 nm 이하이고, 상기 화합물 입자의 평균 길이가 140 nm 이하인 Al 합금재이다.

상기 결정립의 평균 입경, 상기 화합물 입자의 평균 길이는 Al 합금재의 임의의 단면에 있어서 측정한 크기로 한다. 상기 평균 입경, 상기 평균 길이의 측정 방법의 상세한 것은 후술하는 시험예 1에서 설명한다. 이들 점은 후술하는 (8)의 구성에 관해서도 마찬가지다.

상기 형태에서는, 미세한 화합물 입자에 의한 분산 강화와 미세한 결정립에 의한 입계 강화에 의해서 기계적 강도가 향상되는 효과를 양호하게 얻을 수 있다. 또한, 미세한 화합물 입자는 응력 집중이 생기기 어렵기 때문에 균열의 기점이 되기 어렵다. 이들 점에서, 상기 형태는 실온에 있어서 예컨대 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 갖는다. 특히 제1 원소는 소량이라도 화합물 입자를 안정화시키는 작용을 갖는다고 생각된다. 화합물 입자의 안정화에 의해서, 상술한 고온이라도 화합물 입자가 조대하게 되기 어렵다(침상(針狀)으로 성장하기 어렵다). 그 때문에, 상기 고온으로 되어도 화합물 입자의 조대화에 의한 Al 합금재의 취화가 억제되기 쉽다. 또한, 화합물 입자가 미세한 상태로 유지되기 쉬우며, 그로써 결정의 성장도 억제된다. 그 결과, 상기 고온에서도 상술한 미세한 조직이 유지되기 쉽다. 그 때문에, 상기 고온에서도 인장 강도 및/또는 비커스 경도가 보다 저하하기 어렵다. 따라서, 상기 형태는 내열성이 우수하다. 또한, 상기 형태는 상술한 것과 같이 고온에서도 미세한 조직을 가지기 쉽기 땜누에, 열간 가공에 있어서의 형상의 자유도가 높아진다. 이 점에서, 상기 형태는 제조성이 우수하다.

(3) 상기 (2)의 제1의 Al 합금재의 일례로서,

상기 단면에 있어서, 한 변의 길이가 500 nm인 정방형 영역의 면적을 단위면적으로 할 때, 상기 단위면적당 존재하는 상기 화합물 입자의 평균 개수가 10개 이상 220개 이하인 형태를 들 수 있다.

상기 평균 개수의 측정 방법의 상세한 것은 후술하는 시험예 1에서 설명한다. 이 점은 후술하는 (9)의 구성에 관해서도 마찬가지다.

상기 형태는 미세한 화합물 입자를 적량 포함한다고 말할 수 있다. 이러한 형태는, 미세한 화합물 입자에 의한 상술한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등)를 얻기 쉽기 때문에 내열성이 보다 우수하다.

(4) 상기 (2) 또는 상기 (3)의 제1의 Al 합금재의 일례로서,

상기 화합물 입자의 어스펙트비가 3.5 이하인 형태를 들 수 있다.

상기 어스펙트비의 측정 방법의 상세한 것은 후술하는 시험예 1에서 설명한다. 이 점은 후술하는 (10)의 구성에 관해서도 마찬가지다.

화합물 입자의 어스펙트비가 3.5 이하이면, 미세한 화합물 입자에 의한 상술한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등)를 보다 얻기 쉽다. 따라서, 상기 형태는 내열성이 보다 우수하다.

(5) 제1의 Al 합금재의 일례로서,

25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상이고,

25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수가 0.30 %/℃ 이하인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 실온에 있어서 고경도이다. 또한, 상기 형태는 250℃와 같은 고온으로 되어도 비커스 경도가 저하하기 어렵다는 점에서 내열성이 우수하다.

(6) 제1의 Al 합금재의 일례로서,

25℃에 있어서의 파단 신도가 3% 이상인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 실온에 있어서 고인성(高靭性)이다. 이러한 형태는 굽힘 등을 행하기 쉬워, 냉간 가공성이 우수하다.

(7) 본 개시의 다른 양태에 따른 알루미늄 합금재(이하, 제2의 Al 합금재라고 부르는 경우가 있다)는,

Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,

Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,

C(탄소) 및 B(붕소)로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 함유하고,

잔부가 Al 및 불가피 불순물이다.

제2의 Al 합금재는 상술한 제1의 Al 합금재와 같은 이유에서 내열성이 우수하다. 또한, 제2의 Al 합금재는 상술한 제1의 Al 합금재와 같은 이유에서 제조성, 리사이클 시의 작업성도 우수하다.

특히 제2의 Al 합금재는, 이하에 설명하는 것과 같이, 제2 원소를 함유함으로써 내열성이 보다 우수하다. 제2 원소는 모상에 고용(固溶)됨으로써, 고용 강화에 의한 강도 향상 효과를 준다고 생각된다. 또는, 제2 원소는, 화합물 입자의 주위에 매우 미세한 탄화물이나 붕화물로서 존재하여, 화합물 입자의 성장을 억제한다고 생각된다. 그 때문에, 상술한 고온으로 되어도 조대한 화합물 입자에 의한 취화나 결정의 성장이 보다 억제되기 쉽다. 그 결과, 상술한 미세한 조직이 한층 더 유지되기 쉽고, 제2의 Al 합금재의 내열성이 높아진다.

(8) 제2의 Al 합금재의 일례는, 상기 제2의 Al 합금재에 있어서,

Al을 99 원자% 이상 포함하는 모상과, 상기 모상 중에 존재하며 Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자(화합물 입자)를 포함하는 조직을 갖추고,

상기 제2의 Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 상기 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하이며, 상기 화합물 입자의 평균 길이가 60 nm 이하인 Al 합금재이다.

상기 형태에 있어서의 결정립 및 화합물 입자는 상술한 (2)의 제1의 Al 합금재와 비교하여 보다 미세하다. 따라서, 상기 형태는 미세한 화합물 입자에 의한 상술한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등)와 미세한 결정립에 의한 입계 강화를 보다 얻기 쉽기 때문에 내열성이 보다 우수하다.

(9) 상기 (8)의 제2의 Al 합금재의 일례로서,

상기 단면에 있어서, 한 변의 길이가 500 nm인 정방형 영역의 면적을 단위면적으로 할 때, 상기 단위면적당 존재하는 상기 화합물 입자의 평균 개수가 40개 이상 530개 이하인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 상술한 (3)의 형태와 비교하여 보다 미세한 화합물 입자를 보다 많이 포함한다고 말할 수 있다. 이러한 형태는 미세한 화합물 입자에 의한 상술한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등)를 보다 얻기 쉽기 때문에 내열성이 보다 우수하다.

(10) 상기 (8) 또는 상기 (9)의 제2의 Al 합금재의 일례로서,

상기 화합물 입자의 어스펙트비가 2.0 이하인 형태를 들 수 있다.

화합물 입자의 어스펙트비가 2.0 이하이면, 상술한 (4)의 형태와 비교하여 화합물 입자가 구형(球形)에 보다 가까운 형상이라고 말할 수 있다. 그 때문에, 상기 형태는 미세한 화합물 입자에 의한 상술한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등)를 더욱 얻기 쉽다. 따라서, 상기 형태는 내열성이 보다 우수하다.

(11) 제1의 Al 합금재 또는 제2의 Al 합금재의 일례로서,

25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상이고,

25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수가 0.25 %/℃ 이하인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 상술한 (5)의 형태와 비교하여 실온에 있어서 보다 고경도이다. 또한, 상기 형태는 250℃와 같은 고온으로 되어도 비커스 경도가 보다 저하하기 어렵다는 점에서 내열성이 보다 우수하다.

(12) 제1의 Al 합금재 또는 제2의 Al 합금재의 일례로서,

25℃에 있어서의 파단 신도가 5% 이상인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 상술한 (6)의 형태와 비교하여 실온에 있어서 보다 고인성이다. 이러한 형태는 굽힘 등을 보다 행하기 쉽고, 냉간 가공성이 보다 우수하다.

(13) 제1의 Al 합금재 또는 제2의 Al 합금재의 일례로서,

25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율이 0.28 %/℃ 미만인 형태를 들 수 있다.

상기 형태는 250℃와 같은 고온으로 되어도 인장 강도가 저하하기 어렵다는 점에서 내열성이 우수하다.

[본 개시의 실시형태의 상세]

이하, 본 개시의 실시형태를 상세히 설명한다.

<알루미늄 합금재>

(1) 개요

실시형태의 알루미늄 합금재(Al 합금재)는 Al(알루미늄)을 주체로 하는 Al 기 합금으로 이루어지는 성형체이다. 이 Al기 합금은, Fe(철)을 비교적 많이 포함함과 더불어, 이하의 제1 원소, 또는 제1 원소 및 제2 원소 양쪽을 포함한다.

구체적으로는 실시형태 1의 Al 합금재는, Fe(철)을 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하, 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고, 잔부가 Al(알루미늄) 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖춘다. 제1 원소는 Nd(네오디뮴), W(텅스텐) 및 Sc(스칸듐)으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 금속 원소이다.

실시형태 2의 Al 합금재는, Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하, 상술한 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만, 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 갖춘다. 제2 원소는 C(탄소) 및 B(붕소)로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 비금속 원소이다.

예컨대 상술한 Al기 합금 중의 Fe는 주로 미세한 석출물로서 모상에 분산되어 존재하고 있다. 또한, 예컨대 상술한 Al기 합금을 이루는 모상은 미세한 결정으로 이루어진다.

상술한 특정 Al기 합금로 이루어지는 실시형태의 Al 합금재는, 실온(예컨대 25℃)에 있어서 높은 인장 강도 및/또는 비커스 경도를 갖는 등, 강도가 우수할 뿐만 아니라, 고온(예컨대 250℃)에서도 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 가지고 쉽고, 내열성이 우수하다.

이하, 보다 상세히 설명한다.

(2) 조성

(2-1) Fe

Fe는 이하의 조건 (I), (II)를 만족한다.

(I) Al에 대한 고용량(固溶量)(평형 상태)이며, 660℃, 1 기압 이라는 조건에 있어서의 고용량이 0.5 질량% 이하이다.

(II) Fe는 Al과 화합물을 형성한다. Al과 Fe의 이원의 금속간 화합물 중, Fe의 원소 비율이 가장 낮은 화합물(예컨대 Al₁₃Fe₄)의 융점이 1100℃ 이상이다.

예컨대 후술하는 것과 같이 제조 과정에서, Fe를 상술한 특정 범위에서 포함하는 Al기 합금의 용탕(溶湯)을 급냉하면, Fe는 Al에 고용(固溶)된다. 그러나, 상술한 (I), (II)에 의해서, Fe를 고용하는 Al기 합금이 Fe를 석출할 수 있는 온도로 가열되면, 고용되어 있었던 Fe는 상술한 화합물로 되어 모상에 석출된다. 석출된 Fe를 포함하는 화합물 입자는 모상 중에 분산된다. 실시형태의 Al 합금재에서는, 이 화합물 입자에 의한 분산 강화(석출 강화)를 합금의 강화 구조의 하나로서 이용할 수 있다.

Fe의 함유량은 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하이다. Fe의 함유량이 1.2 원자% 이상이면, 화합물 입자의 양이 많아지기 쉽다. 그 때문에, 화합물 입자의 분산 강화에 의한 강도 향상 효과를 양호하게 얻을 수 있다. 이러한 실시형태의 Al 합금재는, Fe의 함유량이 1.2 원자% 미만이며, Fe가 주로 고용되어 있는 경우와 비교하여, 실온에서의 강도 및 경도가 우수한데다가 내열성도 우수하다. Fe의 함유량이 많을수록 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 내열성이 높아지기 쉽다. 내열성 향상 등의 관점에서, Fe의 함유량은 바람직하게는 1.4 원자% 이상, 보다 바람직하게는 1.5 원자% 이상, 더욱 바람직하게는 2.0 원자% 이상, 또 더욱 바람직하게는 2.5 원자% 이상, 특히 바람직하게는 3.0 원자% 이상이다.

Fe의 함유량이 6.5 원자% 이하이면, 화합물 입자가 조대하게 되기 어렵고, 미세하게 되기 쉽다. 그 때문에, 미세한 화합물 입자의 분산 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻기 쉽다. 또한, 미세한 화합물 입자는 결정의 성장을 억제하기 쉽다. 결정립이 미세하면, 입계 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻기 쉽다. 더욱이, 미세한 화합물 입자는 균열의 기점으로 되기 어렵다. 아울러, 화합물 입자가 미세하면, 고온으로 되어도 조대하기 되기 어렵다. 그 때문에, 조대한 화합물 입자에 의한 Al기 합금의 취화가 억제되기 쉽다. 이들 점에서, 실온에서의 강도 및 경도가 우수하고, 고온으로 되어도 높은 인장 강도 및/또는 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다. 아울러, 균열 발생의 저감에 의해서 신도가 높아지기 쉽다. 또한, Fe의 함유량이 어느 정도 적으면 Al 합금재를 제조하기 쉽다. 제조 과정에서, 성형성이 우수한 소재를 얻기 쉽기 때문이다. Fe의 함유량이 적을수록 화합물 입자가 조대하기 되기 어렵다. 화합물 입자가 미세함으로써, 나아가서는 Al 합금재가 내열성이 우수하다. 양호한 내열성 등을 얻는다는 관점에서, Fe의 함유량은 바람직하게는 6.2 원자% 이하, 보다 바람직하게는 6.0 원자% 이하, 더욱 바람직하게는 5.5 원자% 이하, 또 더욱 바람직하게는 5.0 원자% 이하, 특히 바람직하게는 4.5 원자% 이하이다.

Fe의 융점은 Al의 융점보다도 높다. 그 때문에, 양자를 용이하게 분리할 수 있다. 이 점에서, 실시형태의 Al 합금재는 리사이클성이 우수하다.

(2-2) 제1 원소

Al 합금재가 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만의 범위에서 포함하는 경우, 예컨대 제1 원소는 주로 상술한 화합물 입자에 포함된다고 생각된다. 이 경우, 제1 원소는 미세한 석출 핵을 발생시키는 것을 촉진한다고 생각된다. 그 때문에, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 미세하게 석출되기 쉽다. 또한, 제1 원소는 상기 화합물을 안정화시키는 작용을 갖는다고 생각된다. 안정화 메카니즘의 상세한 것은 불분명하지만, 상기 화합물이 열역학적으로 안정적으로 된다는 것은 상태도(狀態圖)의 계산으로부터 드러난다. 안정화의 작용에 의해서, 고온, 예컨대 200℃ 이상, 나아가서는 250℃로 되어도 화합물 입자는 조대하게 되기 어렵고, 미세한 상태를 유지하기 쉽다. 그 결과, 상기 고온이라도, 상술한 것과 같이 분산 강화에 의한 강도 향상 효과, 입계 강화에 의한 강도 향상 효과, 취화 억제 등의 효과를 얻기 쉽다. 그 때문에, Fe와 함께 제1 원소를 특정 범위에서 포함하는 실시형태의 Al 합금재는 실온에서의 강도 및 경도는 물론 내열성도 우수하다.

제1 원소의 함유량이 0.005 원자% 이상이면, 화합물 입자가 안정적이어서 성장하기 어렵다. 제1 원소의 함유량이 많을수록 화합물 입자가 성장하기 어렵고, 결과적으로 내열성이 높아진다. 내열성 향상 등의 관점에서, 제1 원소의 함유량은 바람직하게는 0.006 원자% 이상, 보다 바람직하게는 0.008 원자% 이상, 더욱 바람직하게는 0.010 원자% 이상, 또 더욱 바람직하게는 0.015 원자% 이상이다.

제1 원소의 함유량이 0.15 원자% 미만이면, Al 합금재는 강도 및 경도가 우수하면서 신도도 높다. 인성 향상 등의 관점에서, 제1 원소의 함유량은 바람직하게는 0.14 원자% 이하, 보다 바람직하게는 0.12 원자% 이하, 더욱 바람직하게는 0.10 원자% 이하, 또 더욱 바람직하게는 0.08 원자% 이하이다.

실시형태의 Al 합금재는, 제1 원소로서 Nd, W, Sc 중 1종의 원소만을 포함하여도 좋고, 2종의 원소 또는 3종의 원소를 포함하여도 좋다. 2종의 원소 또는 3종의 원소를 포함하는 경우, 상술한 제1 원소의 함유량은 합계량으로 한다.

제1 원소 중, 상술한 안정화 효과는 Sc, Nd, W의 순으로 얻기 쉽다고 생각된다. 또한, 제1 원소로서 Nd 및/또는 Sc를 포함하는 경우는 Al 합금재의 제조성도 우수하다. Nd의 융점은 Fe의 융점보다도 낮다. Sc의 융점은 Fe의 융점에 가깝다. 그 때문에, 제조 과정에서 용탕을 얻기 쉽기 때문이다. Nd 또는 Sc와 Al의 공정(共晶) 온도가 낮은 점도 제조상 유리하다.

또한, 실시형태의 Al 합금재에 있어서, 제1 원소의 일부가, Al을 포함하며 Fe를 포함하지 않는 화합물, 대표적으로는 제1 원소와 Al의 금속간(金屬間) 화합물로서 존재하고 있어도 좋다. 제1 원소와 Al의 금속간 화합물로서는 예컨대 Al₄Nd, Al₃Sc, Al₄W를 들 수 있다. 이들 금속간 화합물의 융점은 1100℃를 넘는다. 이 금속간 화합물은, 상술한 Al과 Fe를 포함하는 이원의 금속간 화합물과 비교하여, 석출물로서 보다 안정적으로 존재하기 쉽다. 상기 석출물에 의해서, 석출 강화에 의한 강도 향상 효과를 기대할 수 있다. 이 석출 강화에 의한 효과는 W, Nd, Sc의 순으로 얻기 쉽다고 생각된다.

(2-3) 제2 원소

제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재는, 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재와 비교하여, 이하의 이유에 의해 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 내열성이 보다 우수한 경향이 있다.

Al 합금재가 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만의 범위에서 포함하는 경우, 제2 원소는, 주로 화합물 입자 주위에 매우 미세한 탄화물이나 붕화물로서 존재하거나 또는 모상에 고용된다고 생각된다. 상기 탄화물이나 붕화물은, 화합물 입자 중의 Fe의 확산을 억제하여, 화합물 입자가 조대하게 되는 것, 특히 침상으로 성장하는 것을 억제하기 쉽다고 생각된다. 화합물 입자가 미세하면, 상술한 것과 같이 분산 강화, 결정 성장의 억제, 나아가서는 입계 강화, 조대한 화합물 입자에 기인한 균열 발생의 저감, 취화 억제 등의 효과를 얻기 쉽다. 제2 원소가 모상에 고용되어 있는 경우에는, 고용 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻을 수 있다고 생각된다.

제2 원소의 함유량이 0.005 원자% 이상이면, 상술한 화합물 입자가 미세하다는 점에 의한 효과를 보다 얻기 쉽다. 제2 원소의 함유량이 많을수록 상기 효과를 얻기 쉽다. 그 때문에, 내열성이 높아지기 쉽다. 또한, 제2 원소의 함유량이 많을수록 인성의 저하가 억제되기 쉽다. 내열성의 한층 더한 향상의 관점 및 양호한 인성 등을 얻는다는 관점에서, 제2 원소의 함유량은 바람직하게는 0.008 원자% 이상, 보다 바람직하게는 0.010 원자% 이상, 더욱 바람직하게는 0.050 원자% 이상이다.

제2 원소의 함유량이 2 원자% 미만이면, Al 합금재는 강도 및 경도가 우수하면서 신도도 높다. 인성의 한층 더한 향상 등의 관점에서, 제2 원소의 함유량은 바람직하게는 1.5 원자% 이하, 보다 바람직하게는 1.2 원자% 이하, 더욱 바람직하게는 1.0 원자% 이하, 또 더욱 바람직하게는 0.5 원자% 이하이다. 실시형태 2의 Al 합금재는 제1 원소에 더하여 제2 원소를 포함하지만, 제2 원소의 함유량이 2 원자% 미만이다. 그 때문에, 실시형태 2의 Al 합금재는, 특허문헌 2에 기재된 알루미늄 합금과 비교하여, 첨가 원소의 함유량이 적지만 내열성이 우수하다.

실시형태의 Al 합금재는, 제2 원소로서 C 및 B 중 1종의 원소만을 포함하여도 좋고, 2종의 원소를 포함하여도 좋다. 2종의 원소를 포함하는 경우, 상술한 제2 원소의 함유량은 합계량으로 한다.

제2 원소로서 C를 포함하는 경우에는, B를 포함하는 경우보다도 인성 개선 효과가 높은 경향이 있다. 제2 원소로서 B를 포함하는 경우는, C를 포함하는 경우보다도 내열성이 우수한 경향이 있다. C 및 B 양쪽을 포함함으로써 내열성과 인성의 밸런스를 조정할 수 있다고 기대된다.

제2 원소 및 상술한 제1 원소는 Al 및 Fe와 융점 및 산 등에 대한 반응성 등이 다르다. 따라서, Al 및 Fe와 제1 원소와 제2 원소는 분리하기 쉽다. 이 점에서, 실시형태의 Al 합금재는 리사이클성이 우수하다.

(2-4) 기타

여기서의 Fe의 함유량, 제1 원소의 함유량, 제2 원소의 함유량은, Al 합금재를 이루는 Al기 합금을 100 원자%로 할 때의 원자 비율이다. 또한, 상기 함유량은 상기 Al기 합금에 포함되는 양을 말한다. 제조 과정에 있어서, 원료(대표적으로는 알루미늄 지금(地金))가 불순물로서 Fe, 제1 원소, 제2 원소를 포함하는 경우, 이들 Fe 등의 원소의 함유량이 상술한 범위를 만족하도록 원료에 대한 Fe 등의 원소의 첨가량을 조정하면 된다.

이하, 달리 정의하지 않는 한, 제1 원소를 포함하며 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재와, 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에 관해서 공통으로 설명한다.

(3) 조직

실시형태의 Al 합금재는, 예컨대 Al을 99 원자% 이상 포함하는 모상과, Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자(화합물 입자)를 포함하는 조직을 갖춘다. 화합물 입자는 모상 중에 존재한다. 그리고, 실시형태 1의 Al 합금재에서는, Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1700 nm 이하이다. 또한, 상기 단면에 있어서, 화합물 입자의 평균 길이가 140 nm 이하이다. 실시형태 2의 Al 합금재에서는, Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하이다. 또한, 상기 단면에 있어서, 화합물 입자의 평균 길이가 60 nm 이하이다.

(3-1) 모상

실시형태의 Al 합금재에 있어서, 모상은 Al과 Fe를 포함하는 화합물 등의 석출물을 제외한 주된 상(相)이다. 모상을 100 원자%로 하여, 모상에 있어서의 Al의 함유량이 99 원자% 이상이면, Fe의 고용량이 적다고 말할 수 있다. 또한, 모상에 있어서의 Al의 함유량이 99 원자% 이상이면, Al 합금재 중의 Fe는 실질적으로 석출물로서 존재한다고 말할 수 있다. 이러한 Al 합금재는, 화합물 입자의 분산 강화에 의한 강도 향상 효과를 양호하게 얻을 수 있고, 내열성이 우수하다. 또한, 이러한 Al 합금재에 있어서는 실온에서의 강도 및 경도도 높아진다. 상기 Al의 함유량이 많을수록 Fe의 고용량이 적고, 내열성이 높아진다. 내열성의 한층 더한 향상 등의 관점에서, 상기 Al의 함유량은 바람직하게는 99.2 원자% 이상, 보다 바람직하게는 99.5 원자% 이상이다. 상기 Al의 함유량이 소정의 범위가 되도록 Fe 등의 첨가 원소의 양이나 제조 조건 등을 조정하면 된다.

(3-2) 결정립

Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 모상의 결정립의 평균 입경이 1700 nm 이하이면, 결정이 작다고 말할 수 있다. 결정립이 작은 것은 결정립계가 많음을 의미한다. 결정립계가 많으면, 미끄럼면이 결정립계를 통해 불연속으로 되기 쉽다. 그 때문에, 미끄럼에 대한 저항이 높아진다. 이 저항의 향상에 의해서 입계가 강화된다. 이와 같이 모상이 미세한 결정 조직으로 이루어지는 Al 합금재에서는, 입계 강화를 합금의 강화 구조의 하나로서 이용할 수 있다.

여기서의 모상의 결정립의 평균 입경이란, 상술한 단면에 있어서, 결정립의 단면적과 등가의 면적을 갖는 원의 직경을 결정립의 입경으로 하여, 복수의 결정립의 입경을 평균한 것이다. 측정 방법의 상세한 것은 시험예 1에서 설명한다.

모상의 결정립의 평균 입경이 작을수록 입계 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻기 쉽다. 또한, 결정립이 작을수록 미세한 화합물 입자가 모상에 균일하게 분산되기 쉽다. 그 때문에, 미세한 화합물 입자의 분산 강화에 의한 강도 향상 효과도 얻기 쉽다. 이들 강도 향상 효과에 의해서 Al 합금재의 내열성이 높아진다. 이들 강도 향상 효과에 의해서, Al 합금재의 실온에서의 강도 및 경도도 높아진다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 평균 입경은 바람직하게는 1600 nm 이하, 보다 바람직하게는 1500 nm 이하, 더욱 바람직하게는 1450 nm 이하이다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서, 모상의 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하이면, 입계 강화에 의한 강도 향상 효과를 보다 얻기 쉽고, 나아가서는 Al 합금재의 내열성이 보다 높아진다. 상기 평균 입경은 바람직하게는 1450 nm 이하, 보다 바람직하게는 1400 nm 이하, 더욱 바람직하게는 1350 nm 이하, 또 더욱 바람직하게는 1300 nm 이하이다. 특히 상기 평균 입경이 1250 nm 이하, 나아가서는 1200 nm 이하, 1000 nm 이하, 900 nm 이하 또는 800 nm 이하이면, Al 합금재의 내열성이 더욱 높아진다.

모상의 결정립의 평균 입경에 있어서의 하한은 특별히 제한되지 않는다. 제조성 등을 고려하면, 상기 평균 입경은 예컨대 200 nm 이상이며, 바람직하게는 250 nm 이상, 보다 바람직하게는 300 nm 이상이다.

(3-3) 화합물 입자

(3-3-1) 화합물 입자의 크기

Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 화합물 입자의 평균 길이가 140 nm 이하이면, 화합물 입자는 모상 중에 연속되지 않으며 짧다(작다)고 말할 수 있다. 미세한 화합물 입자는 모상에 독립적으로 존재, 즉 분산되어 존재하기 쉽다. 미세한 화합물 입자에 의한 분산 강화에 의해서, Al 합금재의 강도 및 경도가 높아진다.

여기서의 화합물 입자의 평균 길이란, 상술한 단면에 있어서, 각 화합물 입자의 최대 길이를 평균하여 구한 평균치로 한다. 측정 방법의 상세한 것은 시험예 1에서 설명한다.

화합물 입자의 평균 길이가 짧을수록 분산 강화에 의한 강도 향상 효과를 얻기 쉽다. 또한, 화합물 입자가 미세하면, 상술한 것과 같이 결정 성장의 억제, 나아가서는 입계 강화에 의한 강도 향상 효과, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등의 효과를 얻기 쉽다. 그 때문에, Al 합금재의 내열성이 높아진다. 또한, 화합물 입자가 미세하면, Al 합금재의 실온에서의 강도 및 경도도 높아진다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 평균 길이는 바람직하게는 120 nm 이하, 보다 바람직하게는 100 nm 이하, 더욱 바람직하게는 80 nm 이하이다. 상기 평균 길이가 50 nm 이하이면, Al 합금재의 내열성이 보다 높아진다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서, 화합물 입자의 평균 길이가 60 nm 이하이면, 분산 강화에 의한 강도 향상 효과를 보다 얻기 쉽고, 나아가서는 Al 합금재의 내열성이 보다 높아진다. 상기 평균 길이가 55 nm 이하, 나아가서는 50 nm 이하, 45 nm 이하 또는 40 nm 이하이면, Al 합금재의 내열성이 더욱 높아진다.

화합물 입자의 평균 길이의 하한은 특별히 제한되지 않는다. 제조성 등을 고려하면, 상기 평균 길이는 예컨대 10 nm 이상이며, 바람직하게는 15 nm 이상이다.

(3-3-2) 화합물 입자의 존재량

상술한 미세한 화합물 입자가 적절한 양으로 존재함으로써, 상술한 분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제 등의 효과를 얻기 쉽다. 제1 원소를 포함하며 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재에서는, 화합물 입자의 평균 개수는 예컨대 10개 이상 220개 이하이다. 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 상술한 것과 같이 화합물 입자가 보다 미세하기 때문에, 화합물 입자가 보다 많이 존재하기 쉽다. 예컨대 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 화합물 입자의 평균 개수는 40개 이상 530개 이하이다.

여기서의 화합물 입자의 평균 개수는 다음과 같이 정의된다. Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 한 변의 길이가 500 nm인 정방형 영역을 단위면적으로 한다. 이 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 개수를 평균한 값을 상기 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수로 한다. 측정 방법의 상세한 것은 시험예 1에서 설명한다.

단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 10개 이상이면, 미세한 화합물 입자에 의한 효과(분산 강화, 결정 성장의 억제, 균열 발생의 저감, 취화 억제등)를 얻기 쉽다. 그 때문에, Al 합금재의 내열성이 높아진다. 상기 평균 개수가 많을수록 내열성이 향상되기 쉽다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 평균 개수는 바람직하게는 12개 이상, 보다 바람직하게는 15개 이상이다. 상기 평균 개수가 20개 이상, 나아가서는 25개 이상이면, Al 합금재의 내열성이 보다 높아진다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서, 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 40개 이상이면, 상술한 미세한 화합물 입자에 의한 효과를 보다 얻기 쉽고, 나아가서는 Al 합금재의 내열성이 보다 높아진다. 상기 평균 개수가 45개 이상, 나아가서는 60개 이상이면, Al 합금재의 내열성이 더욱 높아진다.

단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 많을수록 Al 합금재의 내열성이 우수한 경향이 있다. 단, 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 많을수록 Al 합금재의 신도가 저하하기 쉽다. 제1 원소를 포함하며 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재에서는, 상기 평균 개수가 220개 이하이면, 내열성이 우수하면서 신도도 높다. 인성 향상 등의 관점에서, 상기 평균 개수는 바람직하게는 200개 이하, 보다 바람직하게는 180개 이하이다. 상기 평균 개수가 100개 이하이면, Al 합금재의 신도를 보다 높일 수 있다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 530개 이하이면, 내열성에 우수하면서 신도도 높다. 인성 향상등의 관점에서, 상기 평균 개수는 바람직하게는 400개 이하, 보다 바람직하게는 350개 이하, 더욱 바람직하게는 300개 이하이다. 상기 평균 개수가 200개 이하이면, Al 합금재의 신도를 보다 높일 수 있다.

또한, Al 합금재의 임의의 단면에 있어서, 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수가 상술한 범위를 만족하면, 화합물 입자의 존재량의 이방성(異方性)이 작거나 또는 실질적으로 없다고 말할 수 있다. 즉, 화합물 입자가 균일하게 분산되어 있다.

(3-3-3) 화합물 입자의 형상

화합물 입자의 형상은, 침상과 같은 매우 가늘고 긴 형상보다도, 장축 길이와 단축 길이의 차가 작은 타원형, 나아가서는 구상(球狀)에 가까울수록 바람직하다. 화합물 입자가 모상에 균일하게 분산되기 쉽기 때문이다. 또한, 화합물 입자가 균열의 기점으로 되기 어렵기 때문이다. 예컨대 화합물 입자의 어스펙트비는 3.5 이하이다. 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 상술한 것과 같이 화합물 입자가 조대(침상)하게 되기 어렵다. 그 때문에, 화합물 입자의 어스펙트비는 예컨대 2.0 이하이다.

여기서의 어스펙트비란, 이하의 단축 길이에 대한 장축 길이의 비(장축 길이/단축 길이)로 한다. 장축 길이는 상술한 화합물 입자의 최대 길이로 한다. 단축 길이는, 화합물 입자에 관해서 장축 방향에 직교하는 방향의 길이를 구하여, 이 길이 중 최대의 길이로 한다. 측정 방법의 상세한 것은 시험예 1에서 설명한다.

화합물 입자의 어스펙트비가 3.5 이하이면, 화합물 입자가 균일하게 분산되기 쉬운데다 균열의 기점으로 되기도 어렵다. 그 때문에, Al 합금재의 실온에서의 강도 및 신도 양쪽이 높아지는데다 내열성도 높아지기 쉽다. 상기 어스펙트비가 1에 가까울수록 형상의 이방성이 작거나 또는 실질적으로 없다고 말할 수 있다. 이러한 화합물 입자는 모상에 균일하게 분산되기 쉽다. 그 결과, Al 합금재의 내열성 등이 향상되기 쉽다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 어스펙트비는 바람직하게는 3.3 이하, 보다 바람직하게는 3.0 이하, 더욱 바람직하게는 2.8 이하이다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서, 화합물 입자의 어스펙트비가 2.0 이하이면, Al 합금재의 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 신도가 보다 높아지는데다 내열성도 높아진다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 어스펙트비는 바람직하게는 1.9 이하, 보다 바람직하게는 1.8 이하, 더욱 바람직하게는 1.7 이하이다.

(4) Al 합금재의 상대 밀도

실시형태의 Al 합금재는 예컨대 90% 이상의 상대 밀도를 가질 수 있다. 이러한 치밀한 Al 합금재는 균열의 기점으로 될 수 있는 빈 구멍이 적다. 이에 따라, Al 합금재의 실온에서의 강도 및 인성이 높아지는데다 내열성도 높아진다. 내열성 향상 등의 관점에서, 상기 상대 밀도는 바람직하게는 92% 이상, 보다 바람직하게는 93% 이상, 더욱 바람직하게는 95% 이상이다. 상대 밀도의 상한은 100%이다. 상대 밀도가 100%이면, 진밀도(眞密度)를 갖는 Al 합금재이다. 상대 밀도의 측정 방법의 상세한 것은 시험예 1에서 설명한다.

(5) Al 합금재의 기계적 특성

(5-1) 인장 강도

실시형태의 Al 합금재는 예컨대 25℃에 있어서의 인장 강도가 250 MPa 이상이다. 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재는 보다 높은 인장 강도를 가지기 쉽다. 예컨대 실시형태 2의 Al 합금재에서는 25℃에 있어서의 인장 강도가 270 MPa 이상이다. 실온에서의 인장 강도이 높으면, 고온, 예컨대 250℃에 있어서 인장 강도가 저하하여도 Al 합금재는 어느 정도 높은 인장 강도를 가지기 쉽다. 이러한 Al 합금재는 실온에서의 강도가 우수한데다 내열성도 우수하다.

25℃에 있어서의 인장 강도가 280 MPa 이상, 나아가서는 300 MPa 이상이면, Al 합금재는 실온에서의 강도, 내열성이 보다 우수하다.

25℃에 있어서의 인장 강도가 예컨대 550 MPa 이하, 나아가서는 500 MPa 이하이면, Al 합금재는 신도가 저하하기 어려워, 신도도 우수하다.

(5-2) 비커스 경도

실시형태의 Al 합금재는 예컨대 25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상이다. 상기 비커스 경도가 85 Hv 이상이면, 실온에서의 경도가 높음으로써 실온에서의 강도도 높아지기 쉽다. 또한, 실온에서의 비커스 경도가 높음으로써, 고온, 예컨대 250℃에 있어서 비커스 경도가 저하하여도, Al 합금재는 어느 정도 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다. 그 때문에, Al 합금재는 강도도 어느 정도 높아지기 쉽다. 이러한 Al 합금재는 내열성도 우수하다. 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재는 보다 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다. 예컨대 실시형태 2의 Al 합금재에서는 25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상일 수 있다.

제1 원소를 포함하며 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재는, 상기 비커스 경도가 86 Hv 이상, 나아가서는 88 Hv 이상이면, 실온에서의 경도 및 강도, 그리고 내열성이 보다 우수하다.

25℃에 있어서의 비커스 경도가 95 Hv 이상, 나아가서는 100 Hv 이상이면, Al 합금재는, 실온에서의 경도 및 강도, 그리고 내열성이 보다 우수하다.

25℃에 있어서의 비커스 경도가 예컨대 165 Hv 미만, 나아가서는 162 Hv 이하, 150 Hv 이하이면, Al 합금재는 신도가 저하하기 어려워, 신도도 우수하다.

(5-3) 파단 신도

실시형태의 Al 합금재에 있어서, 상술한 것과 같이 Fe가 석출된 경우, 모상이 연성적(延性的)인 거동을 보이기 쉽다. 또한, 실시형태의 Al 합금재에 있어서, 상술한 것과 같이 Fe가 석출된 경우, 미세한 화합물 입자가 균열의 기점으로 되기 어렵다. 따라서, 실시형태의 Al 합금재는 높은 신도를 가지기 쉽다.

실시형태의 Al 합금재는 예컨대 25℃에 있어서의 파단 신도가 3% 이상이다. 상기 파단 신도가 3% 이상이면, Al 합금재는 실온에서의 인성이 우수하다. 실온에서의 강도 및 인성이 우수한 실시형태의 Al 합금재는 냉간에서의 소성 가공성이 우수하다. 이러한 Al 합금재는 예컨대 냉간 가공용 소재로서 이용할 수 있다. 제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재는, 상술한 것과 같이 제2 원소에 의해서, 화합물 입자가 보다 미세하게 되기 쉽고, 개수가 많아지기 쉽다. 그 때문에, 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서는, 분산 강화, 입계 강화에 의한 강도 향상 효과에 의해서 강도 및 경도를 높이면서, 각 화합물 입자가 균열의 기점으로 되기 어렵고, 양호한 신도도 얻기 쉽다. 따라서, 실시형태 2의 Al 합금재는 보다 높은 파단 신도를 가지기 쉽다. 예컨대 실시형태 2의 Al 합금재에서는 25℃에 있어서의 파단 신도가 5% 이상이다.

제1 원소를 포함하며 제2 원소를 포함하지 않는 실시형태 1의 Al 합금재에서는, 상기 파단 신도가 3.5% 이상, 나아가서는 4.0% 이상, 4.5% 이상 또는 5.0% 이상이면, 인성이 보다 우수하다.

25℃에 있어서의 파단 신도가 5.5% 이상, 나아가서는 6.0% 이상 또는 6.5% 이상이면, Al 합금재는 인성이 보다 우수하다.

25℃에 있어서의 파단 신도는 예컨대 30% 이하, 나아가서는 25% 이하이면, Al 합금재의 인장 강도 및 비커스 경도가 저하하기 어렵고, 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 내열성이 높게 유지되기 쉽다.

(5-4) 내열성

(5-4-1) 인장 강도의 저하율

실시형태의 Al 합금재는, 내열성이 우수하여, 고온, 예컨대 250℃가 되어도 인장 강도가 저하하기 어렵다. 정량적으로는 25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율 K_TS이 예컨대 0.28 %/℃ 미만이다. 상기 저하율 K_TS(%/℃)은 이하의 식으로 구해지는 값이다.

저하율 K_TS=[(T_r-T_h)/{(250-25)×T_r}]×100

T_r은 25℃에 있어서의 인장 강도(MPa)이다. T_h는 250℃에 있어서의 인장 강도(MPa)이다.

상기 저하율 K_TS이 0.28 %/℃ 미만이면, 250℃가 되어도 인장 강도의 저하량이 적고, Al 합금재는 높은 인장 강도를 가지기 쉽다. 이러한 Al 합금재는 내열성이 우수하다. 상기 저하율 K_TS이 0.27 %/℃ 이하, 나아가서는 0.26 %/℃ 이하 또는 0.25 %/℃ 이하이면, 인장 강도의 저하량이 보다 적고, Al 합금재는 내열성이 보다 우수하다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 상술한 것과 같이 실온에서의 인장 강도가 높은 경향이 있다. 그 때문에, 상기 저하율 K_TS이 작을수록 높은 인장 강도를 가지기 쉽고, 내열성이 보다 우수하여 바람직하다. 예컨대 상기 저하율 K_TS은 0.24 %/℃ 이하, 바람직하게는 0.23 %/℃ 이하이다.

(5-4-2) 비커스 경도의 온도 계수

실시형태의 Al 합금재는, 내열성이 우수하여, 고온, 예컨대 250℃가 되어도 비커스 경도가 저하하기 어렵다. 정량적으로는 25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수 K_Hv가 예컨대 0.30 %/℃ 이하이다. 상기 온도 계수 K_Hv(%/℃)는 이하의 식으로 구해지는 값이다.

온도 계수 K_Hv=[(H_r-H_h)/{(250-25)×H_r}]×100

H_r은 25℃에 있어서의 비커스 경도(Hv)이다. H_h는 250℃에 있어서의 비커스 경도(Hv)이다.

상기 온도 계수 K_Hv가 0.30 %/℃ 이하이면, 250℃가 되어도 비커스 경도의 저하량이 적고, Al 합금재는 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다. 이러한 Al 합금재는 내열성이 우수하다. 상기 온도 계수 K_Hv가 0.29 %/℃ 이하, 나아가서는 0.28 %/℃ 이하 또는 0.27 %/℃ 이하이면, 비커스 경도의 저하량이 적고, Al 합금재는 내열성이 보다 우수하다. Al 합금재는, 25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상이면서 또한 상기 온도 계수 K_Hv가 0.30 %/℃ 이하이면 보다 바람직하다.

제1 원소 및 제2 원소를 포함하는 실시형태 2의 Al 합금재에서는, 상술한 것과 같이 실온에서의 비커스 경도가 높은 경향이 있다. 그 때문에, 상기 온도계수 K_Hv가 작을수록 Al 합금재는 높은 비커스 경도를 가지기 쉽고, 내열성이 보다 우수하여 바람직하다. 실시형태 2의 Al 합금재에 있어서, 상기 온도 계수 K_Hv는 예컨대 0.25 %/℃ 이하이다. 상기 온도 계수 K_Hv가 0.24 %/℃ 이하, 나아가서는 0.23 %/℃ 이하이면, Al 합금재는 내열성이 더욱 우수하여 바람직하다. 실시형태 2의 Al 합금재는, 25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상이면서 또한 상기 온도 계수가 0.25 %/℃ 이하이면 보다 바람직하다.

상술한 결정립의 평균 입경, 화합물 입자의 평균 길이, 평균 개수, Al 합금재의 인장 강도, 비커스 경도, 파단 신도는, 예컨대 Fe의 함유량, 제1 원소의 함유량, 제2 원소의 함유량, 상대 밀도, 제조 조건 등을 조정함으로써 변경할 수 있다. 예컨대 Fe가 상술한 범위에서 많은 경우, 상술한 평균 입경, 평균 길이, 평균 개수가 커지는 경향이 있다. Fe가 상술한 범위에서 적은 경우, 상기와는 반대의 경향이 있다. 또는 Fe가 상술한 범위에서 많은 경우, 인장 강도, 비커스 경도가 높아지는 경향이 있다. Fe가 상술한 범위에서 적은 경우, 파단 신도가 높아지는 경향이 있다.

(6) Al 합금재의 이용 형태

실시형태의 Al 합금재는, 성형형의 형상이나, 성형 후에 절삭 가공이나 소성 가공이 실시됨으로써, 다양한 형상, 크기를 취할 수 있다. 예컨대 실시형태의 Al 합금재로서는, 봉재(棒材)나 선재(線材), 판재(板材)로 대표되는 중실체(中實體), 관통 구멍을 갖는 통체(筒體) 등을 들 수 있다. 실시형태의 Al 합금재는 내열성이 우수하므로, 사용 환경이 고온(예컨대 200℃∼250℃)으로 될 수 있는 제품으로서 이용할 수 있다. 실시형태의 Al 합금재는, 상술한 것과 같이 실온에서의 기계적 특성이 우수하므로, 실온에서 사용되는 제품으로서 이용할 수 있다. 또는 실시형태의 Al 합금재는, 상술한 것과 같이 소성 가공성이 우수하므로, 단조(鍛造)나 압출(押出), 신선(伸線), 압연(壓延) 등의 소성 가공에 제공되는 소재로서 이용할 수 있다. 상기 소재로 하는 경우, 형상의 자유도가 높아, 다양한 형상의 제품을 제조하기 쉽다. 이 점에서, 실시형태의 Al 합금재는 제조성도 우수하다.

(7) 주된 효과

실시형태의 Al 합금재는 내열성이 우수하다. 또한, 실시형태의 Al 합금재는 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 인성도 우수하다. 이 효과를 후술하는 시험예 1에서 구체적으로 설명한다.

<Al 합금재의 제조 방법>

(1) 개요

실시형태의 Al 합금재는 예컨대 이하의 공정을 갖춘 제조 방법에 의해서 제조할 수 있다.

〔제1의 공정〕 이하의 제1의 조성의 Al기 합금 또는 제2의 조성의 Al기 합금으로 이루어지는 용탕을 급냉하여, 분말상의 소재 또는 박편상의 소재를 제조한다.

·제1의 조성: Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하, 상술한 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어진다.

·제2의 조성: Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하, 상술한 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만, 상술한 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어진다.

〔제2의 공정〕 상기 소재를 이용하여, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 석출되지 않는 온도 이하의 조건에서, 상대 밀도가 85% 이상인 중간 소재를 제작한다.

〔제3의 공정〕 상기 중간 소재를 이용하여, 상기 화합물이 석출되는 온도 이상의 조건으로 소정 형상의 성형체를 제작한다.

Fe와 함께 제1 원소를 포함하는 상기 용탕을 급냉함으로써, Fe가 고용되고, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 실질적으로 석출되지 않은 응고재, 또는 상기 화합물이 석출되었더라도 상기 화합물이 조대하지 않고 미세한 응고재를 얻을 수 있다. 또한, 급냉이기 때문에 결정립도 미세하다. 이러한 소재는 성형성이 우수하기 때문에 치밀한 중간 소재를 양호하게 제작할 수 있다. 또한, 중간 소재를 성형할 때는, 석출된 상기 화합물이나 결정립이 미세한 상태로 유지되기 쉽다. 그 결과, 후공정에서도 화합물 및 결정립이 미세하게 되기 쉽다. 더욱이, 소정의 형상으로 성형체를 제작할 때는, 소정의 형상으로 양호하게 성형할 수 있으면서 미세한 화합물 입자를 보다 확실하게 석출시킬 수 있다. 미세한 화합물 입자에 의해서, 결정의 성장도 억제할 수 있다. 이들 점에서, 미세한 결정 조직에, 상기 화합물로 이루어지는 미세한 입자가 분산되어 존재하는 Al 합금재, 대표적으로는 실시형태 1 또는 실시형태 2의 Al 합금재를 제조할 수 있다. 또한, 성형성이 우수한 소재를 이용한다는 점, 공정이 적다는 점 등 때문에, 상기한 제조 방법은 상술한 미세 조직을 갖는 Al 합금재, 대표적으로는 실시형태 1 또는 실시형태 2의 Al 합금재를 생산성 좋게 제조할 수 있다.

이하, 공정마다 설명한다.

(2) 제1의 공정: 소재의 제작

(2-1) 개요

이 공정에서는, 상술한 Al기 합금으로 이루어지는 용탕을 급냉함으로써, 대표적으로는 Al과 Fe를 포함하는 화합물(예컨대 Al₁₃Fe₄형, Al₆Fe형)이 실질적으로 석출되지 않고, Fe가 Al에 실질적으로 고용된 소재(예컨대 과포화 고용체)가 얻어진다. 또는 상기 화합물을 포함하는 미세한 소재가 얻어진다. 여기서, 종래의 연속주조법에 있어서의 용탕의 응고 속도는, 고정 주형을 이용하는 경우보다도 빠르지만, 1000 ℃/초 이하이다. 실용 속도는 더욱 느리다. Fe를 1.2 원자% 이상, 나아가서는 1.4 원자% 이상 포함하는 용탕의 응고 속도를 1000 ℃/초 이하로 하면, 주조재 중에 상기 화합물이 조대한 입자로서 석출된다. 예컨대 상술한 평균 길이가 1000 nm 이상인 조대한 화합물 입자가 생길 수 있다. 이러한 조대한 화합물 입자는 균열의 기점으로 되기 쉽다. 또한, 결정립도 커지기 쉽다. 예컨대 상술한 평균 입경이 2000 nm 이상, 나아가서는 3000 nm 이상으로 될 수 있다. 조대한 화합물 입자가 존재하는데다 결정립이 크기 때문에, 얻어진 주조재는 성형성이 뒤떨어진다. 실시형태에서는, Fe가 1.2 원자% 이상으로 비교적 많은 것을 감안하여, 용탕의 응고 속도는, 상술한 종래의 연속주조법에 있어서의 응고 속도보다도 빠르게 한다. 특히 상기 응고 속도(냉각 속도)는 1×10⁵ ℃/초(100,000 ℃/초) 이상이 바람직하다.

(2-2) 원료

소재의 원료가 되는 Al기 합금에는, 예컨대 상술한 제1의 조성으로 이루어지는 모합금(母合金) 또는 제2의 조성으로 이루어지는 모합금이 이용된다. 모합금의 원료는, 순알루미늄 가루, 순철분 가루, Al과 제1 원소를 포함하는 Al계 합금 가루, 제1 원소 및 제2 원소의 적어도 한쪽의 원소와 Fe를 포함하는 Fe계 합금 가루, 다이아몬드 가루 등을 들 수 있다. Al계 합금 가루나 Fe계 합금 가루로서는, 제1 원소 및/또는 제2 원소를 고농도로 포함하는 합금으로 이루어지는 것을 들 수 있다. 이러한 Al계 합금 가루 및/또는 Fe계 합금 가루를 이용하는 경우, 제1 원소의 함유량 및 제2 원소의 함유량이 소정의 범위가 되도록 순알루미늄 가루 등을 첨가하면 된다.

Al계 합금으로서는, 예컨대 Nd를 포함하는 AlNd 합금, W를 포함하는 AlW 합금, 또는 Sc를 포함하는 AlSc 합금을 들 수 있다.

Al계 합금에 있어서의 제1 원소의 함유량은, 예컨대 융점이 1000℃ 이하인 공정(共晶) 합금의 조성비, 또는 상기 조성비에 가까운 조성비, 또는 상기 공정 합금의 조성비보다도 제1 원소의 함유량이 적은 조성비일 수 있디(잔부는 Al 및 불가피 불순물이다).

Fe계 합금으로서는, 예컨대 Nd를 포함하는 NdFe 합금(공정 합금), Nd와 C를 포함하는 NdFeC 합금(예컨대 NdFe₄C₄ 등), Nd와 B를 포함하는 NdFeB 합금, C를 포함하는 FeC 합금을 들 수 있다. NdFe 합금에 있어서의 Nd의 함유량은 예컨대 20 원자% 이상 25 원자% 이하이다(잔부는 Al 및 불가피 불순물이다). Fe계 합금의 융점이 낮을수록 제조성의 점 등에서 바람직하다.

NdFeC 합금에 있어서의 Nd의 함유량은 예컨대 10 원자% 이상 15 원자% 이하, C의 함유량은 예컨대 0.5 원자% 이상 1.5 원자% 이하이다(잔부는 Al 및 불가피 불순물이다).

FeC 합금에 있어서의 C의 함유량은 예컨대 15 원자% 이상 20 원자% 이하이다(잔부는 Al 및 불가피 불순물이다).

다이아몬드 분말의 평균 입경은 예컨대 5 ㎛ 이하이다.

(2-3) 소재의 형상

상기 소재는 분말상(粉末狀) 또는 박대상(薄帶狀)으로 한다. 분말 직경이 작거나 또는 두께가 얇음으로써 1×10⁵ ℃/초 이상이라는 응고 속도를 달성하기 쉽기 때문이다. 또한, 소재가 분말상, 박대상, 또는 박대를 짧게 부순 분말상이나 박편상(薄片狀)이라면 성형성이 우수하다. 그 때문에, 치밀한 중간 소재가 성형되기 쉽다.

(2-4) 소재의 크기

상술한 박대(薄帶) 또는 박편(薄片)의 두께는 예컨대 1 ㎛ 이상 100 ㎛ 이하이며, 나아가서는 50 ㎛ 이하 또는 40 ㎛ 이하라도 좋다. 아토마이즈 가루(Atomized powder)의 직경은 예컨대 5 ㎛ 이상 200 ㎛ 이하이며, 나아가서는 100 ㎛ 이하 또는 20 ㎛ 이하라도 좋다.

(2-5) 소재의 제조 방법

박대상의 소재를 제조하는 방법으로서, 소위 액체 급냉 응고법을 들 수 있다. 액체 급냉 응고법의 일례로서 멜트스펀법을 들 수 있다. 분말상 소재를 제조하는 방법으로서 아토마이즈법을 들 수 있다. 아토마이즈법의 일례로서 가스 아토마이즈법을 들 수 있다.

멜트스펀법은, 고속 회전하는 롤이나 디스크와 같은 냉각 매체 상에 원료의 용탕을 분사하여 급냉함으로써 박대나 박편을 제작하는 방법이다. 상기 냉각 매체는 구리 등의 금속을 포함하는 것을 들 수 있다. 멜트스펀법에서는, Fe 등의 함유량, 박대나 박편의 두께 등에 따라 다르기도 하지만, 상술한 응고 속도를 1.2×10⁵ ℃/초 이상, 나아가서는 1.5×10⁵ ℃/초 이상, 5.0×10⁵ ℃/초 이상 또는 1.0×10⁶ ℃/초 이상으로 할 수 있다. 상기 응고 속도가 1×10⁵ ℃/초 이상이 되도록 회전 속도 등을 조정한다. 박대를 박편으로 하는 경우, 예컨대 박대의 두께와 같은 정도의 길이를 갖도록 박대를 분쇄한다.

아토마이즈법은, 원료의 용탕을 도가니 바닥부의 작은 구멍으로부터 유출시키고, 냉각능이 높은 가스 또는 물을 고압 분사하여, 용탕의 가느다란 흐름을 비산시켜 급냉함으로써 분말을 제작하는 방법이다. 상기 가스로서는 아르곤 가스, 공기, 질소 등을 들 수 있다. 아토마이즈법에서는, 상술한 응고 속도가 1×10⁵ ℃/초 이상이 되도록 냉각 매체의 종류(가스종 등), 용탕의 상태(분사 압력이나 유속, 용탕의 공간 밀도), 온도 등을 조정한다. 또한, 용탕의 공간 밀도란, 용탕을 Al기 합금과 분사 가스의 혼합물로서 가정한 경우에, Al기 합금의 진밀도에 대한 상대 밀도이다.

또한, 본 발명자들은 이하의 지견을 얻었다.

〔1〕 상술한 것과 같이 Fe가 실질적으로 석출되지 않은 소재는, 소성 가공성이 우수하여, 소위 분말 압연과 같은 압연을 양호하게 행할 수 있다.

〔2〕 상기 압연이 실시된 압연재는, 냉간 가공이라도 치밀한 중간 소재를 성형할 수 있을 정도로 성형성이 우수하다.

이상의 지견으로부터, 분말상의 소재는, 상술한 용탕을 급냉하여 제조한 소재(이하, 응고재라고 부르는 경우가 있다)에 압연을 실시한 후에 분쇄한 것이라도 좋다.

소정 두께의 압연재를 얻을 수 있도록 가압력, 롤간 갭 등의 분말 압연의 조건을 조정하면 좋다. 예컨대 한쌍의 롤을 갖춘 롤 압연기를 이용하는 경우의 조건으로서는 이하의 (a)∼(c)를 들 수 있다.

(a) 각 롤의 직경은 50 mmφ∼60 mmφ 정도이다.

(b) 가압력은 5 톤 정도이다.

(c) 롤 사이의 갭은 0 mm이다.

상기한 압연재의 두께는 적절하게 선택할 수 있다. 상기 두께로서는 예컨대 0.1 mm 이상 1.5 mm 이하 정도, 나아가서는 0.3 mm 이상 1.2 mm 이하 정도를 들 수 있다. 상기 두께가 이 범위이면 압연재를 제조하기 쉽다. 또한, 압연 후에 압연재를 분쇄하기 쉬워, 분말상 소재를 얻기 쉽다. 분쇄된 분말상 소재의 크기는 중간 소재를 성형할 수 있는 범위에서 적절하게 선택할 수 있다. 예컨대 상기 소재의 크기는 예컨대 50 ㎛ 이하이다.

(2-6) 응고 속도의 측정

상술한 응고 속도는 용탕의 조성, 용탕의 온도, 제조하는 소재의 크기(분말 직경, 두께 등) 등에 기초하여 조정할 수 있다. 상기 응고 속도의 측정은, 예컨대 고감도의 적외선 서모그래피 카메라를 이용하여, 주형에 접한 용탕의 온도를 관측 함으로써 구하는 것을 들 수 있다. 상기 적외선 서모그래피 카메라로서는 예컨대 플리아시스템즈사 제조 A6750(시간 분해능: 0.0002 sec)을 들 수 있다. 상기 주형은 예컨대 후술하는 멜트스펀법에서는 구리 롤 등을 들 수 있다. 상기 응고 속도 (℃/초)는 (탕 온도-300)/t로 구한다. t(초)는 탕 온도(℃)에서부터 300℃까지 냉각하는 동안에 경과하는 시간이다. 예컨대 탕 온도가 700℃이면 상기 응고 속도는 400/t(℃/초)이다.

(2-7) 소재의 조직

상기 응고 속도가 클수록 Al과 Fe를 포함하는 화합물, 특히 1000 nm 이상과 같은 조대한 화합물 입자를 거의 포함하지 않는 소재를 얻기 쉬워 바람직하다. 여기서, X선 회절(XRD)에 의한 구조 해석에 있어서, Fe 전량이 석출되었다고 가정했을 때의 Al의 톱 피크 강도와 상기 화합물의 톱 피크 강도의 비율(Al의 톱 피크 강도/상기 화합물의 톱 피크 강도)은 이론적으로는 체적비에 상당한다. 상기 이상적인 비율에서는 분모와 분자의 차가 그다지 크지 않다. 이에 대하여, 상술한 소재(예컨대 응고재)에서는 분모(상기 화합물의 톱 피크 강도)가 분자(Al의 톱 피크 강도)에 비해서 매우 작다. 그 때문에, 상기 비율이 크다. 예컨대 상기 비율은, 상기 이론적인 비율의 10배 이상, 나아가서는 12배 이상, 15배 이상 또는 20배 이상일 수 있다. 상기 비율이 클수록 Fe 전량에 대한 고용량의 비율이 높고, 상기 화합물로서 존재하는 비율이 낮다. 상기 고용량의 비율이 높은 소재는, 조대한 화합물 입자가 균열의 기점으로 되지 않으며, 성형성이 보다 우수하다. 또한, 상기 비율은 응고재에 상술한 분말 압연 등이 실시되더라도 실질적으로 변화하지 않는다.

(3) 제2의 공정: 중간 소재의 제작

이 공정에서는, 상술한 분말상 소재 또는 박편상 소재를 성형하여 치밀한 중간 소재를 제조한다. 이 성형은, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 석출되지 않는 온도, 즉 냉간 또는 온간에서 행한다. 치밀화에 의해 내부의 공극이 저감된다. 그 때문에, 중간 소재는 공극 부분에 응력이 집중함으로 인한 균열이 생기기 어렵다. 또한, 중간 소재의 조직은 대표적으로는 상기 소재의 조직을 실질적으로 유지하거나 또는 그것에 가까운 조직을 갖는다. 그 때문에, 중간 소재는 조대한 화합물 입자 및 조대한 결정립이 실질적으로 존재하지 않고, 성형성, 소성 가공성이 우수하다. 온간 가공을 행한 경우라도, 화합물 입자의 석출량이 적고, 화합물 입자도 매우 미세하다.

(3-1) 냉간 가공

상술한 소재가 상술한 분말 압연 등을 거친 것인 경우, 중간 소재를 성형하기 위한 가공은 온간 가공이라도 냉간 가공이라도 좋다. 냉간 가공에서는, 성형 시에 상술한 화합물이 실질적으로 석출되지 않고, 결정립도 실질적으로 성장하지 않는다. 그 때문에, 상기 화합물을 실질적으로 포함하지 않으며 미세한 결정 조직을 갖는 중간 소재가 제조되기 쉽다. 냉간 가공으로서는 예컨대 일축 프레스 장치 등을 이용한 프레스 성형을 들 수 있다.

냉간 가공에 있어서의 가공 온도로서는 예컨대 상온(5℃∼35℃) 정도를 들 수 있다. 상온 정도이면, 상술한 화합물의 석출이나 결정의 성장이 억제된다. 또한, 이 성형에 있어서 열에너지가 불필요하여 제조성도 우수하다. 상기 가공 온도가 상온을 넘고 250℃ 미만이면, 소재의 소성 가공성이 높아지기 때문에 중간 소재를 성형하기 쉽다. 상기 가공 온도는 예컨대 240℃ 이하, 바람직하게는 200℃ 이하, 보다 바람직하게는 150℃ 이하이다.

냉간 가공에 있어서의 인가 압력은 상대 밀도가 85% 이상이 되는 범위에서 선택하는 것이 바람직하다. 인가 압력은 예컨대 0.1 GPa 이상 2.0 GPa 이하, 바람직하게는 0.5 GPa 이상, 보다 바람직하게는 0.8 GPa 이상, 더욱 바람직하게는 1.0 GPa 이상이다. 상술한 소재의 조성, 크기 등에 따라 다르기도 하지만, 성형 압력이 높을수록 상대 밀도를 높이기 쉬워, 치밀한 중간 소재를 얻기 쉽다.

(3-2) 온간 가공

상술한 소재가 상술한 분말 압연 등을 거치지 않은 경우, 중간 소재를 성형하기 위한 가공은 온간 가공이 바람직하다. 상기 소재의 성형성이 높아지기 때문이다. 온간 가공으로서는 예컨대 일축 프레스 장치 등을 이용한 프레스 성형, 소위 핫프레스를 들 수 있다. 또는 온간 가공은 예컨대 온간 압출이라도 좋다.

온간 가공에 있어서의 가공 온도는 예컨대 300℃ 이상 400℃ 미만이다. 상기 가공 온도가 상기한 범위이면, 상술한 소재의 성형성을 높여, 치밀한 중간 소재를 양호하게 성형할 수 있으면서 상술한 화합물의 석출이 억제되기 쉽다. 또한, 모상의 결정립이 과도하게 성장하는 것도 억제되기 쉽다. 상기 가공 온도가 낮을수록 상기 화합물의 석출 및 결정의 성장이 억제되기 쉽다. 상기 가공 온도가 높을수록 소성 가공성이 높아진다. 양호한 성형성 등을 얻는다는 관점에서, 상기 가공 온도는 바람직하게는 320℃ 이상 390℃ 이하, 보다 바람직하게는 380℃ 이하이다. 상기 가공 온도가 375℃ 이하, 나아가서는 350℃ 이하이면, 상기 화합물이 실질적으로 석출되지 않아, 성형성이 보다 우수하다.

상기 가공 온도는 소재를 가열하는 온도(예비 가열 온도)이다. 가열 시간은 예컨대 1분 이상 30분 이하이다. 또한, 가열 시의 분위기로서는 대기 분위기, 질소 분위기, 진공 분위기 등을 들 수 있다. 대기 분위기로 하면, 분위기 제어가 불필요하여 작업성이 우수하다.

온간 가공에 있어서의 인가 압력은 상대 밀도가 85% 이상이 되는 범위에서 선택하는 것이 바람직하다. 인가 압력은 예컨대 50 MPa 이상 2.0 GPa 이하, 바람직하게는 100 MPa(0.1 GPa) 이상, 보다 바람직하게는 700 MPa 이상이다. 인가 압력이 1.0 GPa 이상, 나아가서는 1.5 GPa 이상이면, 중간 소재가 보다 치밀하게 되기 쉽다.

(3-3) 상대 밀도

중간 소재의 상대 밀도가 85% 이상이면, 다음 공정에서 열간 가공 등이 이루어지기 쉽다. 또한, 다음 공정에서 제조되는 성형체의 상대 밀도를 85% 이상으로 할 수 있다. 즉, 치밀한 Al 합금재가 제조된다. 치밀한 Al 합금재는, 상술한 것과 같이 실온에서의 강도 및 경도, 그리고 내열성이 우수하다. 양호한 성형성, 치밀화 등을 얻는다는 관점에서, 중간 소재의 상대 밀도는 바람직하게는 90% 이상, 보다 바람직하게는 92% 이상, 더욱 바람직하게는 93% 이상, 또 더욱 바람직하게는 95% 이상이다. 온간 압출을 행하는 경우, 보다 높은 상대 밀도를 갖는 중간 소재(압출재)를 제조할 수 있다. 압출 전의 소재 또는 압출 조건 등에 따라 다르기도 하지만, 압출재의 상대 밀도는 예컨대 98% 이상, 바람직하게는 99% 이상이며, 실질적으로 100%라도 좋다.

(3-4) 그 밖의 성형 방법

상술한 핫프레스, 압출 외에, 상술한 분말상의 소재를 금속관에 수납하여, 금속관의 양끝을 밀봉한 것을 압출할 수 있다. 상기 금속관으로서는 예컨대 순알루미늄 또는 알루미늄 합금, 순동 또는 동 합금 등을 포함하는 것을 들 수 있다. 순알루미늄으로서는 예컨대 JIS 규격, 합금 번호 A1070 등을 들 수 있다. 알루미늄 합금으로서는 예컨대 JIS 규격, 합금 번호 A5056, A6063 등을 들 수 있다. 압출 후, 금속관에 근거한 표층은 제거되더라도 좋고, 남겨지더라도 좋다. 상기 표층을 남기는 경우, 상기 표층을 피복층으로 하는 피복 Al 합금재, 예컨대 구리 피복 Al 합금재 등이 제조된다. 상기 금속관의 크기는, 소재의 충전량 및 소재의 크기, 피복층으로 하는 경우에는 피복층의 두께 등에 따라서 선택하는 것이 바람직하다.

중간 소재는 성형 후에 필요에 따라서 절삭 가공 등을 실시하여도 좋다.

(4) 제3의 공정: 석출

이 공정에서는, 상술한 중간 소재를 또 성형하여 소정 형상의 Al 합금재를 제조한다. 이 성형은, Al과 Fe를 포함하는 화합물을 석출할 수 있는 온도, 예컨대 열간으로 행한다. 상술한 중간 소재는, 성형성, 소성 가공성이 우수한데다 열간 가공을 행하기 때문에, 소정 형상의 Al 합금재를 양호하게 성형할 수 있다. 또한, 성형과 석출을 하나의 공정으로 하기 때문에 공정수가 적다. 이 점에서, 이 제조 방법은 Al 합금재의 제조성이 우수하다.

가공 온도는 예컨대 400℃ 이상 500℃ 이하이다. 상기 가공 온도가 상기한 범위이면, Al 합금재를 양호하게 성형할 수 있다. 또한, 상기 가공 온도가 상기한 범위이면, 상술한 화합물을 적절하게 석출할 수 있으면서 상기 화합물이나 모상의 결정립이 과도하게 성장하는 것을 억제할 수 있다. 상기 가공 온도가 낮을수록 상기 화합물 및 결정의 성장이 억제되기 쉽다. 상기 가공 온도가 높을수록 성형성이 높아진다. 양호한 성형성을 얻는다는 관점, 그리고 화합물 및 결정 성장의 억제 등의 관점에서, 상기 가공 온도는 바람직하게는 480℃ 이하, 보다 바람직하게는 450℃ 이하이다.

상기 가공 온도는 소재를 가열하는 온도(예비 가열 온도)이다. 가열 시간은 예컨대 1분 이상 30분 이하이다. 또한, 가열 시의 분위기는 상술한 온간 가공의 조건에서 설명한 분위기를 적용할 수 있다.

열간 가공으로서는 예컨대 열간 단조, 열간 압출을 들 수 있다.

(5) 그 밖의 공정

상술한 제3의 공정 후, 필요에 따라서 절삭 가공 등을 행할 수 있다.

상술한 제3의 공정 대신에, 중간 소재에 열처리를 행하는 공정을 실시할 수 있다. 이 공정에서는, Al과 Fe를 포함하는 화합물을 석출할 수 있는 온도로 중간 소재를 가열하여 상기 화합물을 석출시킨다. 중간 소재의 형상이나 크기에 따라서는 상술한 열간 단조 또는 열간 압출 등의 가공을 실시하는 일 없이 열처리를 실시하는 것만으로 최종 제품으로 할 수 있다.

이 열처리는 배치(batch) 처리라도 연속 처리라도 좋다. 배치 처리는 분위기로 등의 가열 용기에 열처리 대상을 봉입한 상태에서 가열하는 처리이다. 연속 처리는 벨트로 등의 가열 용기에 열처리 대상을 연속적으로 공급하여 가열하는 처리이다.

배치 처리로 하는 경우, 열처리 온도는 예컨대 400℃를 넘고 500℃ 이하이며, 바람직하게는 420℃ 이상이다. 유지 시간으로서는 10초 이상 6시간 이하 정도를 들 수 있다. 유지 시간은 바람직하게는 0.1시간 이상 4시간 이하, 보다 바람직하게는 1시간 이상 3시간 이하, 더욱 바람직하게는 2시간 이하, 또 더욱 바람직하게는 1.5시간 이하이다. 열처리 시의 분위기는 상술한 온간 가공의 조건에서 설명한 분위기를 참조하면 된다. 연속 처리에서는, 열처리 후의 인장 강도, 비커스 경도, 파단 신도 등이 상술한 소정의 범위를 만족하도록 벨트 속도 등의 파라미터를 조정하면 된다.

<시험예 1>

다양한 조성의 Al 합금재를 다양한 조건으로 제작하여 얻어진 Al 합금재에 관해서 실온에서의 기계적 특성, 내열성 및 조직을 조사했다.

(1) 표의 설명

이하의 표 1∼표 20 중, 홀수번호의 표에 조성 및 제조 조건을 나타낸다. 표 1∼표 20 중, 짝수번호의 표에 기계적 특성 등을 나타낸다.

표 1∼표 6은 Fe와 Nd를 포함하는 시료이며, 제조 조건이 다른 시료를 나타낸다.

표 7 및 표 8은 Fe와 W를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 9 및 표 10은 Fe와 Sc를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 11 및 표 12는 Fe와 Nd와 C를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 13 및 표 14는 Fe와 Nd와 B를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 15 및 표 16은 Fe와 W와 C를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 17 및 표 18은 Fe와 W와 B를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 19 및 표 20은 Fe와 Sc와 C를 포함하는 시료를 나타낸다.

표 21 및 표 22는 Fe와 Sc와 B를 포함하는 시료를 나타낸다.

이하, Nd, W, Sc를 제1 원소라고 부르는 경우가 있다. C, B를 제2 원소라고 부르는 경우가 있다.

(2) 시료의 제작

(2-1) 액체 급냉 응고법을 이용하는 시료의 제작

표 1∼표 4, 표 7∼표 22에 나타내는 시료 No. 1∼No. 50, No. 76∼No. 159의 Al 합금재는 이하와 같이 제작했다.

(2-1-1) 소재의 제작

홀수번호의 표에 나타내는 제1 원소와 Fe를 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 Al기 합금의 용탕을 제작했다. 또는, 홀수번호의 표에 나타내는 제1 원소 및 제2 원소와 Fe를 포함하고, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 Al기 합금의 용탕을 제작했다. 홀수번호의 표에 나타내는 Fe, 제1 원소, 제2 원소의 함유량(원자%)은 Al기 합금을 100 원자%로 할 때의 원자 비율이다. 용탕에 이용하는 Al기 합금(모합금)은, 원료로서 상술한 순알루미늄 가루, 순철분 가루, Al계 합금 가루, Fe계 합금 가루, 다이아몬드 가루 등을 이용하여 제작했다. 필요에 따라서 모합금에 용체화 처리를 실시할 수 있다. 홀수번호의 표에 나타내는 함유량이 되도록 상기 원료의 첨가량을 조정했다.

상술한 용탕을 이용하여, 액체 급냉 응고법, 여기서는 이하의 조건의 멜트스펀법에 의해서 박대를 제작했다. 얻어진 박대를 분쇄하여 분말상으로 했다.

감압한 아르곤 분위기(-0.02 MPa)에 있어서, 1000℃로 승온하고, 상술한 모합금을 용해하여 용탕을 제작했다. 50 m/s 또는 10 m/s의 원주 속도로 회전하는 구리제 롤에 상기 용탕을 분사하여 박대를 제작했다. 홀수번호의 표에 롤의 주속(미터/초)을 나타낸다. 또한, 홀수번호의 표에 용탕의 응고 속도(℃/초)를 나타낸다. 여기서는 응고 속도는 1.5×10⁵ ℃/초 또는 7.5×10⁶ ℃/초이다. 박대의 폭은 2 mm 정도였다. 박대의 두께는 30 ㎛ 정도였다. 박대의 길이는 부정(不定)이었다.

얻어진 각 시료의 박대에 관해서 XRD에 의한 구조 해석을 행하면, Al과 Fe를 포함하는 화합물(예컨대 Al₁₃Fe₄)의 피크가 보였다. 그러나, 비율(Al의 톱 피크 강도/상기 화합물의 톱 피크 강도)은 상술한 이론적인 비율의 10배 이상이었다. 또한, 각 시료의 박대의 단면을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰하면, 1000 nm 이상 사이즈의 상기 화합물이 보이지 않았다. 여기서의 관찰 배율은 10,000배이다. 이들 점에서, 각 시료의 박대는 조대한 화합물 입자를 실질적으로 포함하지 않는다고 말할 수 있다.

(2-1-2) 중간 소재의 제작

상술한 박대를 분쇄한 분말을 이용하여 중간 소재를 성형했다. 여기서는, 상기 분말을 건조하여, 상기 분말의 표면에 흡착된 수분을 제거한 후, 냉간 가공에 의해서 상대 밀도가 85% 이상인 제1 성형체를 제작했다. 이어서, 제1 성형체를 예비 가열하여, 온간 가공에 의해서 상대 밀도가 90% 이상인 제2 성형체를 제작했다. 제2 성형체가 중간 소재이다. 상기 중간 소재는 직경 40 mm이며, 길이 50 mm인 원주체(圓柱體)였다.

제1 성형체의 성형은 이하의 예비 가열을 행한 냉간 프레스 성형이다. 인가 압력은 0.1 GPa였다. 예비 가열의 조건은 아르곤 분위기이며, 가공 온도가 200℃이고, 유지 시간이 120분간이었다.

제2 성형체의 성형은 이하의 예비 가열을 행한 온간 프레스 성형이다. 인가 압력은 1.5 GPa였다. 예비 가열의 조건은 대기 분위기이며, 가공 온도가 350℃이고, 유지 시간이 30분간이었다.

(2-1-3) 석출 공정

얻어진 각 시료의 중간 소재에 열간 가공을 실시했다. 여기서의 열간 가공은 이하의 예비 가열을 행한 열간 압출이다. 예비 가열의 조건은 대기 분위기이며, 가공 온도가 400℃이고, 유지 시간이 10분간이었다. 이 열간 가공에 의해, 홀수번호의 표에 나타내는 조성의 Al기 합금으로 이루어지는 Al 합금재가 얻어졌다. 제작한 Al 합금재는 직경 10 mm이고, 길이 약 1000 mm인 원주체였다.

(2-2) 가스 아토마이즈법을 이용하는 시료

표 5 및 표 6에 나타내는 시료 No. 51∼No. 75의 Al 합금재는 이하와 같이 제작했다.

상술한 시료 No. 1 등과 같은 식으로 하여, Fe와 Nd를 포함하며, 잔부가 Al 및 불가피 불순물로 이루어지는 Al기 합금의 용탕을 제작했다. 이 용탕을 이용하여, 가스 아토마이즈법에 의해서 아토마이즈 가루를 제작했다. 여기서는 공지된 조건을 이용했다. 용탕의 응고 속도는 1.0×10⁴ ℃/초였다. 아토마이즈 가루의 평균 입경은 100 ㎛ 정도였다.

상술한 아토마이즈 가루를 이용하여, 상술한 시료 No. 1 등과 같은 조건으로 냉간 가공, 온간 가공, 열간 가공을 순차 행하여, 표 5에 나타내는 조성의 Al기 합금으로 이루어지는 Al 합금재를 얻었다. 제작한 Al 합금재는 직경 10 mm이며, 길이 약 1000 mm인 원주체였다.

(3) 기계적 특성

얻어진 각 시료의 Al 합금재에 관해서 비커스 경도(Hv), 인장 강도(MPa), 파단 신도(%)를 측정했다. 결과를 짝수번호의 표에 나타낸다.

비커스 경도(Hv)는 JIS Z 2244(비커스 경도 시험-시험 방법, 2009년)에 준거하여 측정했다. 시험력은 0.4903 N으로 하여 실시했다. 25℃에 있어서의 비커스 경도(Hv)와 250℃에 있어서의 비커스 경도(Hv)를 각각 측정한다. 표에서 「<20」이란 비커스 경도가 20 미만임을 의미한다.

인장 강도(MPa), 파단 신도(%)는 JIS Z 2241(금속 재료 인장 시험 방법, 1998년)에 준거하여 측정했다. 25℃에 있어서의 인장 강도 및 파단 신도와 250℃에 있어서의 인장 강도를 각각 측정했다.

측정에는, 25℃ 및 250℃에 있어서의 비커스 경도의 측정 및 인장 시험이 가능한 시판되는 측정 장치를 이용할 수 있다.

(4) 내열성

각 시료의 Al 합금재에 관해서 25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율 K_TS(%/℃)을 구했다. 결과를 짝수번호의 표에 나타낸다. 저하율 K_TS은 [(T_r-T_h)/{(250-25)×T_r}]×100에 의해서 구했다. T_r은 상술한 25℃에 있어서의 인장 강도이다. T_h는 상술한 250℃에 있어서의 인장 강도이다.

각 시료의 Al 합금재에 관해서 25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수 K_Hv(%/℃)를 구했다. 결과를 짝수번호의 표에 나타낸다. 온도 계수 K_Hv는 [(H_r-H_h)/{(250-25)×H_r}]×100에 의해서 구했다. H_r은 상술한 25℃에 있어서의 비커스 경도이다. H_h는 상술한 250℃에 있어서의 비커스 경도이다. 표 중에 「-」를 붙인 시료는 250℃에 있어서의 비커스 경도 H_h가 너무 낮기 때문에(여기서는 20 미만), 온도 계수 K_Hv를 구하지 않았다.

(5) 상대 밀도

얻어진 각 시료의 Al 합금재에 관해서 상대 밀도(%)를 구했다. 결과를 짝수번호의 표에 나타낸다. 상대 밀도는 Al 합금재의 겉보기 밀도와 Al 합금재의 진밀도를 이용하여 (겉보기 밀도/진밀도)×100로 구했다. 진밀도는 Al 합금재의 조성과 첨가 원소의 밀도를 이용하여 구했다. Al 합금재의 조성은 성분 분석에 의해 구하여도 좋다. 겉보기 밀도는 Al 합금재의 질량과 체적을 측정하여 (질량/체적)으로 구했다.

(6) 조직 관찰

얻어진 각 시료의 Al 합금재에 관해서 임의의 단면을 잡아, 단면을 SEM에 의해서 관찰했다. 어느 시료에서나 모상은 결정 조직을 가지고 있었다. 또한, 어느 시료에서나 Al과 Fe를 포함하는 화합물(여기서는 Al에 대한 Fe의 원자 비율이 0.1 이상(10 원자%)인 것을 의미한다. 예컨대 Al₁₃Fe₄)이 모상 중에 존재했다. 상기 화합물은 주로 석출물이다. 후술하는 특정 시료군 I 및 II에서는 모상 중에 상기 화합물로 이루어지는 입자가 분산되어 있었다.

상기 단면에 있어서, 모상을 이루는 결정립의 평균 입경(nm), 상술한 화합물로 이루어지는 입자(화합물 입자)의 평균 길이(nm), 화합물 입자의 어스펙트비, 단위면적당 화합물 입자의 평균 개수(개/(500 nm×500 nm))를 조사했다. 결과를 짝수번호의 표에 나타낸다.

모상의 결정립의 평균 입경(nm)은 이하와 같은 식으로 구했다.

Al 합금재의 단면을 SEM으로 관찰했다. 이 단면의 SEM 이미지로부터 10 ㎛×10 ㎛의 측정 영역(시야)를 잡았다. 하나의 단면 또는 복수의 단면으로부터 합계 30 이상의 측정 영역을 잡았다. 각 측정 영역에 존재하는 결정립을 전부 추출했다. 각 결정립의 단면적과 등가의 면적을 갖는 원을 구했다. 이 원(등가 면적 원)의 직경을 결정립의 입경으로 했다. 50 nm 이상의 입경을 갖는 결정립을 추출했다. 즉, 입경이 50 nm 미만인 결정립은 평균 입경의 산출에 이용하지 않았다. 추출한 결정립의 입경을 평균했다. 구한 평균치를 평균 입경으로 했다. 이 평균 입경을 짝수번호의 표에 나타낸다. 또한, 여기서의 관찰의 배율은 10,000배였다. 이 배율에 있어서의 해상도에서는, 10 nm 미만의 결정이나 후술하는 10 nm 미만의 화합물 입자를 명확하게 측정하기가 매우 곤란하다. 그 때문에, 여기서는 50 nm 이상의 결정을 평균 입경의 산출에 이용한다.

상기 결정립의 추출, 후술하는 화합물 입자의 추출은, 시판되는 화상 처리 소프트웨어를 이용하여 SEM 이미지를 화상 처리하면 용이하게 행할 수 있다. 또한, 단면의 관찰에는 금속현미경을 이용할 수도 있다. 현미경의 배율은, 상술한 것과 같이 또는 후술하는 것과 같이, 측정 대상의 사이즈를 명확하게 측정할 수 있는 범위에서 조정한다. 또한, 단면을 관찰할 때는, 적절한 용액 처리로 입계 에칭을 행하는 것, EBSD(전자선 후방 산란 회절법)에 의해서 결정 방위의 정보를 갖는 SEM 이미지로 하는 것이 유효하다.

화합물 입자의 평균 길이(nm)는 이하와 같은 식으로 구했다.

Al 합금재의 단면을 SEM으로 관찰했다. 이 단면의 SEM 이미지로부터 10 ㎛×10 ㎛의 측정 영역을 잡았다. 하나의 단면 또는 복수의 단면으로부터 합계 30 이상의 측정 영역을 잡았다. 각 측정 영역에 석출되는 화합물 입자를 전부 추출했다. 각 화합물 입자의 최대 길이를 측정했다. 여기서는, 관찰 배율을 10,000배로 하여, 10 nm 이상의 최대 길이를 갖는 화합물 입자를 추출했다. 즉, 최대 길이가 10 nm 미만인 화합물 입자는 평균 길이의 산출에 이용하지 않았다. 추출한 화합물 입자의 최대 길이를 평균했다. 구한 평균치를 평균 길이로 했다. 이 평균 길이를 짝수번호의 표에 나타낸다.

화합물 입자의 어스펙트비는 이하와 같은 식으로 구했다.

상기 어스펙트비는, 화합물 입자의 단축 길이에 대한 장축 길이의 비, 즉 (장축 길이/단축 길이)로 했다. 장축 길이(nm)는 상술한 화합물 입자의 최대 길이로 했다. 단축 길이(nm)는, 장축 방향에 직교하는 방향의 선분을 잡아, 이들 선분의 길이 중 최대치로 했다. 여기서는, 상술한 것과 같이 최대 길이가 10 nm 이상인 화합물 입자에 관해서 어스펙트비를 구했다. 이들 화합물 입자의 어스펙트비를 평균했다. 구한 평균치를 어스펙트비로 했다. 이 어스펙트비를 짝수번호의 표에 나타낸다.

화합물 입자의 평균 개수(개)는 이하와 같은 식으로 구했다.

Al 합금재의 단면을 SEM으로 관찰했다. 이 단면의 SEM 이미지로부터 500 nm×500 nm의 측정 영역을 (시야) 잡았다. 하나의 단면 또는 복수의 단면으로부터 합계 30 이상의 측정 영역을 잡았다. 각 측정 영역에 존재하며 최대 길이가 10 nm 이상인 화합물 입자의 개수를 측정했다. 30개 이상의 측정 영역에 있어서의 화합물 입자의 개수를 합계하고, 이 합계수를 측정 영역의 수(30 이상)로 나눠 평균했다. 구한 평균치를 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 평균 개수로 했다. 이 평균 개수를 짝수번호의 표에 나타낸다. 또한, 여기서의 관찰 배율은 30,000배였다. 표에서 「<5」란, 화합물 입자가 상기한 측정 영역 내에 수습되지 않을 정도로 너무 커서 카운트가 불가능하다는 것을 의미한다.

(7) 성분 분석

기타, Al 합금재의 단면에 있어서, XRD에 의한 구조 해석을 행함으로써 상술한 화합물의 구조(예컨대 Al₁₃Fe₄)를 조사할 수 있다. 이 분석은, 표면 산화물 등의 영향이 크기 때문에, 표면 산화물 등을 충분히 제거하고 나서 행함으로써, 또는 방사광을 이용한 투과 XRD 등에 의해 시료의 내부를 평가함으로써, 정밀도 좋게 행할 수 있다. 또한, 상기 화합물을 구성하는 원소를 동정함으로써, 예컨대 Fe와 Al을 포함하는 화합물에 Nd를 포함하는 것을 확인할 수 있다. 모상을 구성하는 원소를 동정함으로써, 모상에 있어서의 Al의 함유량을 조사할 수 있다. 상기 동정에는, 에너지 분산형 X선 분광법(EDX)에 의한 측정 장치가 부속된 투과형 전자현미경(TEM) 등의 국소적인 성분 분석이 가능한 장치를 이용할 수 있다. 후술하는 특정 시료군 I 및 II에서는, 모상에 있어서의 Al의 함유량이 99 원자% 이상이다.

〔a〕 우선, 표 1∼표 4와 표 5∼표 6에 있어서 동일한 조성의 시료끼리를 비교한다.

실온(여기서는 25℃)에서의 기계적 특성(비커스 경도, 인장 강도, 파단 신도)에 주목하면, 표 2 및 표 4에 나타내는 시료에서는 표 6에 나타내는 시료와 비교하여 기계적 특성이 높은 경향이 있다.

고온(여기서는 250℃)에서의 특성에 주목하면, 표 2 및 표 4에 나타내는 시료에서는 표 6에 나타내는 시료와 비교하여 비커스 경도 및 인장 강도가 높은 경향이 있다.

조직에 주목하면, 표 2 및 표 4에 나타내는 시료에서는, 표 6에 나타내는 시료와 비교하여 결정립이 작은 경향이 있다. 또한, Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자가 작은 경향이 있다. 더욱이, 화합물 입자의 개수가 많은 경향이 있다.

상술한 기계적 특성의 차이가 생긴 이유의 하나로서, 응고 속도의 차이를 생각할 수 있다. 표 2 및 표 4에 나타내는 시료는 응고 속도가 빠르다. 여기서의 응고 속도는 1×10⁵ ℃/초 이상, 나아가서는 1.5×10⁵ ℃/초 이상이다(표 1 및 표 3). 응고 속도가 빠름으로써, 이하에 설명하는 것과 같이 미세 조직을 얻을 수 있었다고 생각된다. 또한, 미세한 화합물 입자에 의한 분산 강화 및 미세한 결정립에 의한 입계 강화가 양호하게 이루어졌다고 생각된다. 더구나, 조대한 화합물 입자에 의한 균열의 발생을 저감할 수 있고, 고온에서의 합금의 취화도 초래하기 어려웠다고 생각된다.

Fe의 함유량이 1.0 원자% 이상이지만 응고 속도가 빠르기 때문에, Al과 Fe를 포함하는 화합물의 입자이며 조대한 입자를 실질적으로 포함하지 않는 응고재를 얻을 수 있다. 이 응고재를 이용하여 중간 소재를 제조하는 과정에서도 상기 화합물이 석출되기 어렵거나 또는 성장하기 어렵다. 중간 소재에 열간 가공을 실시함으로써, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 미세하게 석출된다(표 2 및 표 4의 평균 길이, 어스펙트비 참조). 화합물 입자가 미세하기 때문에, 화합물 입자의 개수도 많아지기 쉽다(표 2 및 표 4의 평균 개수 참조). 또한, 미세한 화합물 입자에 의해서 결정의 성장이 억제되고, 결정립도 미세하게 되기 쉽다(표 2 및 표 4의 평균 입경 참조).

표 2와 표 4를 비교한다. 표 2에 나타내는 시료에서는, 표 4에 나타내는 시료보다도 결정립 및 화합물 입자가 작은 경향이 있다. 또한, 화합물 입자의 수가 많은 경향이 있다. 더욱이, 표 2에 나타내는 시료에서는, 표 4에 나타내는 시료와 비교하여, 실온에서의 기계적 특성이 높은 경향이 있다. 또한, 고온에서의 인장 강도 및 비커스 경도가 높은 경향이 있다. 이러한 점에서, 응고 속도가 빠를수록 화합물 입자 및 결정이 미세화되기 쉽다고 말할 수 있다. 또한, 화합물 입자의 미세화, 결정의 미세화는, 실온에서의 기계적 특성의 향상, 내열성의 향상에 기여한다고 말할 수 있다.

표 6에 나타내는 시료에서는 응고 속도가 느리다. 여기서의 응고 속도는 1×10⁴ ℃/초(표 5)이다. 응고 속도가 느린 경우에는, Al과 Fe를 포함하는 화합물이 조대한 입자로 되어 응고재에 석출되고 있고, 이후의 공정에서 더욱 조대하게(침상으로) 성장하기 쉽다고 생각된다. 상기 화합물이 조대하게 성장함으로써, 화합물 입자의 수가 적어지기 쉽다. 또한, 조대한 화합물 입자는, 모상을 이루는 결정의 성장을 억제할 수 없고, 모상의 결정립도 조대하게 성장하기 쉽다. 이와 같이 미세 조직을 적절하게 얻을 수 없음으로 인해, 실온에서의 기계적 특성, 내열성이 저하한다고 생각된다.

〔b〕 이어서, 표 1∼표 4, 표 7∼표 10에 주목한다. 기본적으로는 동일한 조성의 시료끼리를 비교한다.

이하, 시료 No. 7∼No. 19(단, No. 10, No. 11, No. 15 및 No. 16을 제외한다), No. 32∼No. 44(단, No. 35, No. 36, No. 40 및 No. 41을 제외한다), No. 80∼No. 90(단, No. 83 및 No. 87을 제외한다), No. 100∼No. 110(단, No. 103 및 No. 107을 제외한다)을 특정 시료군 I이라고 부른다.

특히 시료 No. 7∼No. 19(단, No. 10, No. 11, No. 15 및 No. 16을 제외한다)를 특정 시료군 (I-1)이라고 부른다.

짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이, Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하, 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 포함하는 Al 합금재에서는, 실온에서의 기계적 특성이 우수한데다, 고온에서의 비커스 경도, 고온에서의 인장 강도가 높다는 것을 알 수 있다.

특정 시료군 I에서는, 25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상, 여기서는 나아가서는 86 Hv 이상이다. 상기 비커스 경도가 90 Hv 이상인 시료도 많다. 상술한 응고 속도가 빠른 특정 시료군 (I-1)에서는, 상기 비커스 경도가 100 Hv 이상이며, 110 Hv 이상인 시료도 많다.

특정 시료군 I에서는, 25℃에 있어서의 인장 강도가 250 MPa 이상, 여기서는 나아가서는 260 MPa 이상이다. 상기 인장 강도가 270 MPa 이상인 시료도 많다. 특정 시료군 (I-1)에서는, 상기 인장 강도가 320 MPa 이상, 여기서는 나아가서는 350 MPa 이상이다. 인장 강도가 400 MPa 이상인 시료도 많다.

특정 시료군 I에서는 25℃에 있어서의 파단 신도가 3% 이상이다. 상기 파단 신도가 3.2% 이상, 나아가서는 3.5% 이상인 시료도 많다.

특정 시료군 I에서는, 비커스 경도의 온도 계수가 0.30 %/℃ 이하, 여기서는 나아가서는 0.28 %/℃ 이하이다. 이러한 특정 시료군 I은, 250℃가 되어도 비커스 경도가 저하하기 어렵고, 짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이 높은 비커스 경도를 가지고 있어(예컨대 30 Hv 이상), 내열성이 우수하다고 말할 수 있다. 25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상으로 높은 점 때문에도, 250℃에서도 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다고 생각된다.

특정 시료군 I에서는, 25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율이 0.28 %/℃ 미만, 여기서는 나아가서는 0.27 %/℃ 이하이다. 이러한 특정 시료군 I은, 250℃가 되어도 인장 강도가 저하하기 어렵고, 짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이 높은 인장 강도를 가지고 있어(예컨대 120 MPa 이상), 내열성이 우수하다고 말할 수 있다.

특정 시료군 I에서는, 모상을 이루는 결정립이 미세하며 또한 화합물 입자도 미세하다. 구체적으로는 상기 결정립의 평균 입경이 1700 nm 이하이며 또한 화합물 입자의 평균 길이가 140 nm 이하이다. 상기 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하인 시료도 많다. 특정 시료군 (I-1)에서는, 상기 결정립의 평균 입경이 1000 nm 이하, 여기서는 나아가서는 600 nm 이하이다. 이러한 특정 시료군 I은, 미세한 결정립에 의한 입계 강화가 양호하게 이루어져, 실온에서의 기계적 특성(특히 비커스 경도, 인장 강도), 내열성이 향상되었다고 생각된다.

특정 시료군 I에서는, 화합물 입자의 평균 길이가 100 nm 이하, 여기서는 나아가서는 60 nm 이하로 작다. 또한, 화합물 입자의 어스펙트비는 3.5 이하이며, 3.0 이하인 시료도 많다. 이러한 화합물 입자는 침상이 아니라고 말할 수 있다. 더욱이, 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 평균 개수가 10개 이상이며, 20개 이상인 시료도 많다. 특정 시료군 (I-1)에서는, 상기 화합물 입자의 평균 개수가 25개 이상이며, 30개 이상인 시료도 많다. 상기 화합물 입자의 평균 개수가 100개 이상인 시료도 있다. 또한, 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 평균 개수가 220개 이하이다. 화합물 입자가 적절하게 존재함으로써, 고강도 및 고경도이면서 신도도 우수하다고 생각된다.

기타, 이하의 점을 알 수 있다.

1) Fe의 함유량이 1.2 원자% 미만인 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 실온에서의 비커스 경도 및 인장 강도가 낮고, 내열성도 뒤떨어진다(예컨대 시료 No. 27∼No. 29와 시료 No. 32∼No. 34를 비교 참조).

2) Fe의 함유량이 6.5 원자%를 넘는 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 실온에서의 비커스 경도 및 인장 강도가 낮고, 내열성도 뒤떨어진다(예컨대 시료 No. 47∼No. 49와 시료 No. 42∼No.44를 비교 참조). 또한, Fe의 함유량이 6.5 원자%를 넘는 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 실온에서의 파단 신도가 낮고, 인성도 뒤떨어진다(마찬가지).

3) 제1 원소의 함유량이 0.005 원자% 미만인(여기서는 제1 원소를 포함하지 않는) 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 실온에서의 비커스 경도 및 인장 강도가 낮고, 내열성도 뒤떨어진다(예컨대 시료 No. 36과 시료 No. 37을 비교 참조).

4) 제1 원소의 함유량이 0.15 원자%를 넘는 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 실온에서의 파단 신도가 작고, 인성이 뒤떨어진다(예컨대 시료 No. 39와 시료 No. 40을 비교 참조). 실온 및 고온에서의 인장 강도도 낮은 경향이 있다(마찬가지).

5) 특정 시료군 I에 있어서, Fe의 함유량이 많을수록 또한 제1 원소의 함유량이 많을수록 실온에서의 비커스 경도 및 인장 강도가 높은 경향이 있고, 내열성이 우수한 경향이 있다. 반대로 Fe의 함유량이 적을수록 또한 제1 원소의 함유량이 적을수록 실온에서의 파단 신도가 높은 경향이 있다.

6) 상술한 기계적 특성의 차이의 한 원인으로서, 결정립의 크기, 화합물 입자의 크기·형상·개수 등의 조직의 차이를 생각할 수 있다.

〔c〕 이어서, 표 11∼표 22에 주목한다. 기본적으로는 동일한 조성의 시료끼리를 비교한다.

이하, 시료 No. 116∼No. 158 중, 시료 No. 120, No. 125, No. 131, No. 135, No. 138, No. 141, No. 144, No. 147, No. 150, No. 153 및 No. 156을 제외한 시료를 특정 시료군 II라고 부른다.

특히 시료 No. 118, No. 123 및 No. 127을 특정 시료군 (II-1)이라고 부른다.

짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이, Fe 및 제1 원소를 상술한 범위에서 포함함과 더불어, 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 포함하는 Al 합금재에서는, 실온에서의 기계적 특성 및 내열성이 향상되기 쉽다는 것을 알 수 있다.

특정 시료군 II에서는 25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상이다. 상기 비커스 경도가 100 Hv 이상인 시료도 많다. 응고 속도가 빠른 특정 시료군 (II-1)에서는 상기 비커스 경도가 120 Hv 이상이다.

특정 시료군 II에서는 25℃에 있어서의 인장 강도가 270 MPa 이상이다. 상기 인장 강도가 290 MPa 이상, 나아가서는 300 MPa 이상인 시료도 많다. 상기 인장 강도가 320 MPa 이상, 나아가서는 350 MPa 이상인 시료도 있다. 특정 시료군 (II-1)에서는, 상기 인장 강도가 400 MPa 이상, 여기서는 나아가서는 420 MPa 이상이다.

특정 시료군 II에서는 25℃에 있어서의 파단 신도가 5% 이상이다. 상기 파단 신도가 5.5% 이상, 나아가서는 6.0% 이상인 시료도 많다.

특정 시료군 II에서는 비커스 경도의 온도 계수가 0.25 %/℃ 이하이다. 상기 온도 계수가 0.24%/℃ 이하, 나아가서는 0.23 %/℃ 이하인 시료도 많다. 이러한 특정 시료군 II는, 250℃로 되어도 비커스 경도가 보다 저하하기 어렵고, 짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이 보다 높은 비커스 경도를 가지고 있어(예컨대 40 Hv 이상), 내열성이 더욱 우수하다고 말할 수 있다. 25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상으로 높은 점 때문에도 250℃에서도 높은 비커스 경도를 가지기 쉽다고 생각된다.

특정 시료군 II에서는, 25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율이 0.28 %/℃ 미만, 여기서는 나아가서는 0.26 %/℃ 이하이다. 이러한 특정 시료군 II는, 250℃로 되어도 인장 강도가 보다 저하하기 어렵고, 짝수번호의 표에 나타내는 것과 같이 보다 높은 인장 강도를 가지고 있어(예컨대 120 MPa 이상, 140 MPa 이상의 시료도 많다), 내열성이 더욱 우수하다고 말할 수 있다.

특정 시료군 II에서는 화합물 입자 및 결정립이 보다 미세하게 되기 쉽다. 구체적으로는 상기 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하이며 또한 화합물 입자의 평균 길이가 60 nm 이하이다. 상기 결정립의 평균 입경이 1400 nm 이하인 시료도 많다. 상기 결정립의 평균 입경이 1300 nm 이하인 시료, 나아가서는 1000 nm 이하인 시료도 있다. 특정 시료군 (II-1)에서는, 상기 결정립의 평균 입경이 600 nm 이하, 여기서는 나아가서는 500 nm 이하이다. 이러한 특정 시료군 II는, 미세한 결정립에 의한 입계 강화가 한층 더 양호하게 이루어져, 실온에서의 기계적 특성(특히 비커스 경도, 인장 강도), 내열성이 보다 향상되었다고 생각된다.

특정 시료군 II에서는 화합물 입자의 평균 길이가 40 nm 이하인 시료가 많다. 또한, 화합물 입자의 어스펙트비는 2.0 이하이며, 1.8 이하인 시료도 많다. 이러한 화합물 입자는 침상(針狀)이 아니라 구형(球形)에 가깝다고 말할 수 있다. 더욱이, 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 평균 개수가 40개 이상이며, 50개 이상, 나아가서는 60개 이상인 시료도 많다. 특정 시료군 (II-1)에서는, 상기 화합물 입자의 평균 개수가 100개 이상, 여기서는 나아가서는 150개 이상, 200개 이상이다. 또한, 단위면적당 존재하는 화합물 입자의 평균 개수가 530개 이하이다. 특정 시료군 (II-1)은 보다 미세한 화합물 입자가 많이 분산된 조직을 갖는다고 말할 수 있다. 각 화합물 입자가 균열의 기점으로 되기 어렵기 때문에, 신도가 높아지기 쉽다고 생각된다.

기타, 이하의 점을 알 수 있다.

1) 제2 원소의 함유량이 0.005 원자% 이상, 바람직하게는 0.10 원자% 이상인 경우는, 특정 시료군 I과 비교하여, 고온으로 되어도 인장 강도 및 비커스 경도의 적어도 한쪽이 높고, 내열성이 보다 우수하다(예컨대 시료 No. 37과 시료 No. 116∼No. 119를 비교 참조).

2) 제2 원소의 함유량이 2 원자% 미만, 여기서는 나아가서는 1 원자% 이하이면, 실온에서의 인성도 우수하다(예컨대 시료 No. 120과 시료 No. 119를 비교 참조). 제2 원소의 함유량이 0.2 원자% 이하이면, 실온에서의 인성이 더욱 우수하다.

3) 특정 시료군 II에 있어서, 제2 원소의 함유량이 많을수록 실온에서의 비커스 경도 및 인장 강도가 높은 경향이 있고, 내열성이 우수한 경향이 있다. 반대로, 제2 원소의 함유량이 적을수록 실온에서의 파단 신도가 높은 경향이 있다.

4) 상술한 기계적 특성의 차이의 한 원인으로서, 결정립의 크기, 화합물 입자의 크기·형상·개수 등의 조직의 차이를 생각할 수 있다.

이상의 점에서, Fe를 비교적 많이 포함함과 더불어 제1 원소를 소량 포함하는 Al기 합금으로 이루어지는 Al 합금재는, 내열성이 우수하다는 것이 드러났다. 또한, 상기 Al 합금재는 실온에서의 기계적 특성도 우수하다는 것이 드러났다. 특히 상기 Al 합금재는, 모상을 이루는 결정립이 미세하며, 이 모상에 미세한 화합물 입자가 분산되어 존재하면, 양호한 내열성을 갖는다고 말할 수 있다.

더욱이, 상술한 내열성이 우수한 Al 합금재는, 용탕의 급냉을 거쳐 제조한 분말 등을 이용하여 치밀한 중간 소재(상대 밀도가 85% 이상)를 제작하고, 이 중간 소재를 소정의 온도로 가열한 상태에서 소성 가공 등을 실시함으로써 제조할 수 있다는 것이 드러났다.

본 발명은 이들 예시에 한정되는 것은 아니며, 청구범위에 의해서 나타내어지며, 청구범위와 균등한 의미 및 범위 내에서의 모든 변경이 포함되는 것이 의도된다.

예컨대 시험예 1에 있어서, Fe의 함유량, 제1 원소의 함유량, 제2 원소의 함유량, 제조 조건(용탕의 냉각 속도, 성형 시의 가공 온도·인가 압력 등), Al 합금재의 형상·치수 등을 적절하게 변경할 수 있다.

Claims (13)

1. Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,
   Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,
   잔부가 Al 및 불가피 불순물인 알루미늄 합금재.
2. 제1항에 있어서, 상기 알루미늄 합금재는, Al을 99 원자% 이상 포함하는 모상과, 상기 모상 중에 존재하며 Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자를 포함하는 조직을 갖추고,
   상기 알루미늄 합금재의 임의의 단면에 있어서, 상기 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1700 nm 이하이고, 상기 화합물로 이루어지는 입자의 평균 길이가 140 nm 이하인 것인 알루미늄 합금재.
3. 제2항에 있어서, 상기 단면에 있어서, 한 변의 길이가 500 nm인 정방형 영역의 면적을 단위면적으로 할 때, 상기 단위면적당 존재하는 상기 화합물로 이루어지는 입자의 평균 개수가 10개 이상 220개 이하인 것인 알루미늄 합금재.
4. 제2항 또는 제3항에 있어서, 상기 화합물로 이루어지는 입자의 어스펙트비가 3.5 이하인 것인 알루미늄 합금재.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 25℃에 있어서의 비커스 경도가 85 Hv 이상이고,
   25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수가 0.30 %/℃ 이하인 것인 알루미늄 합금재.
6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 25℃에 있어서의 파단 신도가 3% 이상인 것인 알루미늄 합금재.
7. Fe를 1.2 원자% 이상 6.5 원자% 이하 함유하고,
   Nd, W 및 Sc로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제1 원소를 0.005 원자% 이상 0.15 원자% 미만 함유하고,
   C 및 B로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 제2 원소를 0.005 원자% 이상 2 원자% 미만 함유하고,
   잔부가 Al 및 불가피 불순물인 알루미늄 합금재.
8. 제7항에 있어서, 상기 알루미늄 합금재는, Al을 99 원자% 이상 포함하는 모상과, 상기 모상 중에 존재하며 Al과 Fe를 포함하는 화합물로 이루어지는 입자를 포함하는 조직을 갖추고,
   상기 알루미늄 합금재의 임의의 단면에 있어서, 상기 모상을 이루는 결정립의 평균 입경이 1500 nm 이하이며, 상기 화합물로 이루어지는 입자의 평균 길이가 60 nm 이하인 것인 알루미늄 합금재.
9. 제8항에 있어서, 상기 단면에 있어서, 한 변의 길이가 500 nm인 정방형 영역의 면적을 단위면적으로 할 때, 상기 단위면적당 존재하는 상기 화합물로 이루어지는 입자의 평균 개수가 40개 이상 530개 이하인 것인 알루미늄 합금재.
10. 제8항 또는 제9항에 있어서, 상기 화합물로 이루어지는 입자의 어스펙트비가 2.0 이하인 것인 알루미늄 합금재.
11. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 25℃에 있어서의 비커스 경도가 93 Hv 이상이고,
    25℃에서부터 250℃까지의 비커스 경도의 저하에 관련한 온도 계수가 0.25 %/℃ 이하인 것인 알루미늄 합금재.
12. 제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 25℃에 있어서의 파단 신도가 5% 이상인 것인 알루미늄 합금재.
13. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 25℃에서부터 250℃까지의 인장 강도의 저하율이 0.28 %/℃ 미만인 것인 알루미늄 합금재.