(57)【要約】【課題】熱的安定性に優れる高特性なＡｌ合金を提供する。【解決手段】本発明のＡｌ合金は、全体を１００質量％（以下単に「％」という）としたときに、以下に示す成分組成を有する。つまり、Ｍｇ：６〜９％、Ｆｅ：１．５〜３．５％、Ｚｒ：０．８〜１．５％、Ｔｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ＋Ｃｕ：０．６〜２％、Ｃｒ、ＶまたはＮｉの一種以上：２％以上、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｎｉ：１０％以下、残部：Ａｌと不純物である。本発明のＡｌ合金は、例えば、常温硬さが１５０ＨＶ以上であり、４００℃まで加熱した後でも、その８０％以上の硬さを保持し得る。本発明のＡｌ合金は、例えば、３Ｄプリンティング等の付加製造（溶射を含む。）に用いられる原料粉末に用いられると好ましい。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％（以下単に「％」という）としたときに、以下に示す成分組成を有するアルミニウム合金。
Ｍｇ：６〜９％、
Ｆｅ：１．５〜３．５％、
Ｚｒ：０．８〜１．５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ＋Ｃｕ：０．６〜２％、
Ｃｒ、ＶまたはＮｉの一種以上：２％以上、
Ｃｒ＋Ｖ＋Ｎｉ：１０％以下、
残部：Ａｌと不純物
【請求項２】
常温硬さが１５０ＨＶ以上である請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
大気雰囲気中で常温から４００℃まで加熱した後の常温硬さは、加熱前の常温硬さの８０％以上ある請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
付加製造または溶射に用いられる請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
溶融後に、冷却速度３０℃／秒以上で凝固してなる請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱的安定性に優れるアルミニウム合金等に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境意識の高揚や機器の高性能化に伴い、従来の鉄鋼や鋳鉄等の鉄系材料に替わって、軽量で実用的な機械的特性（強度等）に優れるアルミニウム合金が多くの部材に使用されている。
【０００３】
もっとも、アルミニウム合金は、鉄系材料と比較すると、融点が低く、耐熱性等が必ずしも十分ではない。このため、アルミニウム合金部材の用途拡大を図るには、アルミニウム合金の耐熱性等の向上が必要となる。そこで、高耐熱性のアルミニウム合金に関する提案がなされており、下記の特許文献に関連する記載がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第４９２３４９８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１では、急冷凝固（冷却速度：１０２℃／ｓｅｃ以上）させた鋳塊等に熱間加工により熱と歪みを導入して、低比重（密度：２．７ｇ／ｃｍ３以下）なアルミニウム合金の高強度化を図っている。
【０００６】
しかし、本発明者の研究により、そのようなアルミニウム合金でも、さらなる入熱により、析出物（金属間化合物）の粗大化が逐次的に生じ得ることがわかった。また、アルミニウム合金の用途によっては、強度に影響するほどの歪みを導入することができない場合もある。
【０００７】
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものであり、従来とは異なる成分組成からなり、入熱後でも特性が安定しているアルミニウム合金等を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、Ｃｒ、ＶまたはＮｉの一種以上を含む特定の成分組成（合金組成）からなるアルミニウム合金は、高温環境に暴露した後でも、硬さの変化が僅かであり、優れた熱的安定性を発揮することを新たに見出した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
【０００９】
《アルミニウム合金》
（１）本発明のアルミニウム合金（単に「Ａｌ合金」ともいう。）は、全体を１００質量％（以下単に「％」という）としたときに、以下に示す成分組成を有する。
Ｍｇ：６〜９％、Ｆｅ：１．５〜３．５％、Ｚｒ：０．８〜１．５％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ＋Ｃｕ：０．６〜２％、
Ｃｒ、ＶまたはＮｉの一種以上：２％以上、Ｃｒ＋Ｖ＋Ｎｉ：１０％以下、
残部：Ａｌと不純物
【００１０】
（２）本発明のＡｌ合金は、少なくとも常温域で優れた特性（例えば硬さ）を発揮し、高温環境下に暴露等されて入熱を受けた後でも、特性の劣化が少なく、熱的安定性に優れる。本発明のＡｌ合金が優れた特性を発揮する理由は、現状、次のように推察される。
【００１１】
本発明のＡｌ合金は、各合金元素により固溶強化される。特に、比較的多く含まれるＭｇにより固溶強化される。但し、Ｍｇ以外の合金元素は、当初、Ａｌマトリクス中に（過飽和）固溶状態にあっても、加熱により、Ａｌと金属間化合物を形成して析出し得る。つまり、Ｍｇ以外の合金元素はＡｌ合金の析出強化にも寄与し得る。
【００１２】
ここでＣｒ、ＶまたはＮｉは、Ａｌと化合物を形成して析出しつつ、ＡｌとＦｅ等の化合物の急激な析出や、それら化合物の粗大化を抑止していると考えられる。こうして本発明のＡｌ合金は、加熱後でも特性の劣化が少なく、優れた熱的安定性（硬さや強度等）を発揮するようになったと推察される。
【００１３】
《Ａｌ合金の製造方法》
（１）本発明はＡｌ合金の製造方法としても把握できる。例えば、本発明は、上述した合金組成からなる合金原料の溶解後に、３０℃／秒以上さらには５０℃／秒以上の冷却速度で急冷して凝固させる急冷凝固工程を備えるアルミニウム合金の製造方法でもよい。
【００１４】
（２）この製造方法により、Ａｌ基地（マトリクス）中に上述した各合金元素が（過飽和）固溶したＡｌ合金が得られる。このＡｌ合金は、その固溶状態でも、優れた特性を発揮する。このＡｌ合金に入熱があると、上述したように、Ｍｇ以外の合金元素による析出強化が緩やかに生じて、高特性をほぼ維持する。こうして、本発明の製造方法で得られたＡｌ合金も、やはり、優れた熱的安定性を発揮し得る。
【００１５】
《その他》
（１）本明細書でいう成分組成（合金組成、化学成分）は、特に断らない限り、分析対象であるＡｌ合金全体を１００質量％としたときの質量割合であり、「％」は「質量％」を意味する。成分組成を示すときに用いる「＋」は合計を意味する。例えば、「Ｘ＋Ｙ：ａ〜ｂ％」は、合金元素であるＸとＹの合計量がａ質量％〜ｂ質量％であることを意味する。
【００１６】
Ａｌ合金は、不純物や改質元素を僅かに含んでもよい。「不純物」は、通常、コスト的または技術的に除去困難な不可避元素である。改質元素は、室温域または高温域におけるＡｌ合金の強度、硬さ、靱性、延性、寸法安定性等に寄与し元素であり、例えば、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｎｂ等である。このような元素は、単体で０．５％以下さらには０．３％以下、合計でも２％以下さらには１％以下であるとよい。
【００１７】
（２）本発明のＡｌ合金は、上述した成分組成を有する限り、形態、金属組織、熱処理等を問わない。例えば、急冷凝固させた鋳塊や粉末のままでもよいし、それを塑性加工、切削加工等した加工品でもよいし、加熱（高温暴露、熱処理等）されたものでもよい。そして本発明のＡｌ合金は、素材でも、中間製品でも、最終製品でもよい。
【００１８】
（３）本明細書でいう「熱的安定性」は、例えば、入熱前後（熱履歴前後）の常温硬さにより評価される。この点で、熱的安定性は、高温時の特性（強度、硬さ等）である耐熱性とは異なる。本発明のＡｌ合金は、必ずしも、高耐熱性である必要はないが、通常、優れた耐熱性を発揮し得る。また、本明細書でいう「常温硬さ」は、常温（２０±１０℃）で測定されるビッカース硬さである。
【００１９】
（４）本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は、特に断らない限り、下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を、新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲が新設され得る。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】各試料に係るＡｌ合金の加熱前後の常温硬さを示すグラフである。
【図２】試料３１に係るＡｌ合金について、室温時の金属組織と高温時の金属組織（その場観察組織）とを示すＴＥＭ像である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、本発明のＡｌ合金のみならず、その製造方法にも適宜該当し得る。方法的な構成要素であっても物に関する構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。
【００２２】
《Ａｌ合金の成分組成》
（１）Ｍｇ
Ｍｇは、主に、Ａｌ基地（マトリクス）中に固溶して、Ａｌ合金を固溶強化する。Ｍｇによる固溶強化は、高温暴露後もほぼ継続される。このようなＭｇは６〜９％さらには７〜８％含まれるとよい。
【００２３】
（２）Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ
これら合金元素は、Ａｌ基地中に固溶（例えば過飽和固溶）しているときは、Ａｌ合金を固溶強化する。高温暴露等の入熱を受けると、それら合金元素の少なくとも一部は、Ａｌと化学的に結合した化合物（通常は金属間化合物）を形成してＡｌ基地に析出し、Ａｌ合金を析出強化し得る。具体的にいうと、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ系化合物を形成し得る。ＺｒとＴｉは協働してＡｌ−（Ｚｒ、Ｔｉ）系化合物を形成し得る。ＭｏとＣｕも協働して、Ａｌ−（Ｍｏ、Ｃｕ）系化合物を形成し得る。
【００２４】
このような観点から、Ｆｅは１．５〜３．５％さらには２〜３％含まれるとよい。Ｚｒは０．８〜１．５％さらには１〜１．３％、Ｔｉは０．０５〜０．５％さらには０．１〜０．３％含まれるとよい。なお、Ｚｒ／Ｔｉ（質量比）は６〜１０さらには７〜９であるとよい。
【００２５】
ＭｏとＣｕは、合計（Ｍｏ＋Ｃｕ）で０．６〜２％さらには１〜１．６％含まれるとよい。Ｍｏだけで観ると、０．４〜１．２％さらには０．６〜１％含まれてもよい。Ｃｕだけで観ると、０．２〜０．８％さらには０．３〜０．７％含まれてもよい。
【００２６】
（３）Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ
これらの合金元素も、既述した他の合金元素と同様に、Ａｌ合金の固溶強化や析出強化に寄与し得る。これら元素は、さらに、次のような理由により、Ａｌ合金の熱的安定性の向上に寄与すると考えられる。
【００２７】
Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉは、それぞれ、Ａｌ−Ｃｒ系化合物、Ａｌ−Ｖ系化合物、Ａｌ−Ｎｉ系化合物を形成する。これらの化合物は、Ａｌ合金の熱履歴に応じて析出し、既述したＡｌ−Ｆｅ系化合物やＡｌ−（Ｚｒ、Ｔｉ）系化合物の粒成長（粗大化）を抑制する。つまり、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉは、入熱後でも、Ａｌ合金の微細な金属組織の維持に寄与すると考えられる。
【００２８】
なお、Ａｌ−Ｆｅ系化合物は粗大化し易い傾向にあり、Ａｌ−（Ｚｒ、Ｔｉ）系化合物の粗大化はそれよりも緩やかである。このためＣｒ、ＶまたはＮｉの析出物は、特に、Ａｌ−Ｆｅ系化合物の粗大化抑制に効果的と考えられる。
【００２９】
なお、同様な粗大化抑制効果は、Ａｌ−（Ｍｏ、Ｃｕ）系化合物も発揮し得る。従って、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉは、相加的または相乗的にＭｏ、Ｃｕと協働して、Ａｌ合金の熱的安定性に寄与しているといえる。但し、Ｍｏの含有量が過多になると、Ｍｏは融点が高いため溶解が困難になる。Ｃｕの含有量が過多になると、Ｃｕは比重が大きいため合金全体の比重が大きくなる。これに対して、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉは、ＭｏやＣｕよりもＡｌ合金中に比較的多く含有させることができ、Ａｌ合金の熱的安定性の向上に大きく寄与していると推察される。
【００３０】
このような観点から、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉはそれらの一種以上を２％以上さらには２．５％以上含まれるとよい。個別に観ると、ＣｒとＶはそれぞれ、２〜４％さらには２．５〜３．５％含まれてもよい。Ｎｉは１．５〜３．５％さらには１．７〜２．７％含まれてもよい。
【００３１】
なお、それらの含有量が過多になると溶解が困難になったり、純アルミニウムに対する比重が大きくなる。そこで、合計量（Ｃｒ＋Ｖ＋Ｎｉ）は１０％以下（さらには未満）、７％以下（未満）、さらには５％以下（未満）とするとよい。
【００３２】
《Ａｌ合金の特性》
本発明のＡｌ合金は、製造（例えば急冷凝固）された初期のみならず、入熱後でも特性の劣化が少ない。そのような特性の指標として硬さがある。本発明のＡｌ合金は、熱的安定性に優れるため、入熱後でも、その常温硬さは、例えば、１５０ＨＶ以上、１６０ＨＶ以上さらには１７０ＨＶ以上となり得る。
【００３３】
Ａｌ合金の熱的安定性は、加熱前後の硬さの変化度合で評価してもよい。例えば、加熱前の硬さ（Ｈ０）に対する加熱後の硬さ（Ｈ１）の比率である保持率（Ｈ１／Ｈ０）を求める。熱的安定性に優れる本発明のＡｌ合金は、例えば、その保持率が８０％以上（超）、９０％以上（超）さらには９５％以下（超）となり得る。
【００３４】
また、熱的安定性は、硬さの変化率（（Ｈ０−Ｈ１）／Ｈ０）を指標としてもよい。本発明のＡｌ合金は、例えば、その変化率が２０％以下（未満）、１０％以下（未満）さらには５％以下（未満）となり得る。
【００３５】
このような保持率または変化率は、次のように求めるとよい。先ず、加熱前の試料（Ａｌ合金）の常温硬さ（Ｈ０）を測定する。次に、その試料を大気雰囲気中で、常温から４００℃まで加熱後、水冷（８０℃）する。この試料の常温硬さ（Ｈ１）を測定する。なお、加熱時間が異なる複数の試料について加熱後の常温硬さを測定しているときは、その内の最小値を常温硬さ（Ｈ１）として採用する。なお、その加熱時間は１０〜９０分間の範囲内とする。なお、本明細書でいう硬さは、特に断らない限り、ビッカース硬さを意味する。
【００３６】
《製造方法》
本発明のＡｌ合金は、例えば、溶解後に急冷凝固されたものであるとよい。こうして得られた初期のＡｌ合金は、上述した各合金元素が（過飽和）固溶した状態となっており、その金属組織は微細である。その金属組織は、熱履歴により変化し得るが、本発明のＡｌ合金は、高温加熱後でも、その微細な状態はほぼ維持し得る。
【００３７】
急冷凝固は、溶湯を凝固させてもよいし、Ａｌ合金（固相）の全部または一部を融点以上に加熱した後に凝固させてもよい。なお、凝固物は、鋳物に限らず、焼結体、成形体、粉末等でもよい。
【００３８】
急冷凝固させるときの冷却速度は、例えば、３０℃／秒以上、５０℃／秒以上、１００℃／秒以上さらには３００℃／秒以上であるとよい。このような急冷凝固は、例えば、アトマイズ、スプレーフォーミング、連続鋳造（ストリップキャスト、ロール鋳造等）、金型鋳造（ダイキャスト等）、レーザーによる局部加熱等により実現され得る。
【００３９】
なお、本明細書でいう冷却速度は、十分に大きな冷却速度がある前提で、冷却曲線が液相線温度の直前に差し掛かる領域の温度と時間の傾きとして定義される。
【００４０】
なお、本発明のＡｌ合金は、歪みを導入しなくても優れた熱的安定性を発揮する。但し、急冷凝固させた原材に各種の（熱間）塑性加工（鍛造、押出等）を施して、歪みを導入してもよい。
【００４１】
《用途》
本発明のＡｌ合金は、その用途や使用環境を問わない。本発明のＡｌ合金は、熱的安定性に優れるため、例えば、付加製造（溶射を含む。）に用いられる原料（金属粉末）に適している。
【００４２】
粉末を用いた付加製造（ＡＭ：Additive Manufacturing）には、例えば、粉末床溶融結合法（ＰＢＦ：powder bed fusion）、指向性エネルギー堆積法（ＤＥＤ：directed energy deposition）がある。ＰＢＦには、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ：Selective laser melting）や電子ビーム積層造形（ＥＢＭ：Electron Beam Melting）がある。ＤＥＤには、コールドスプレー（Cold Spray）、レーザ肉盛り(Laser Cladding)等がある。本発明のＡｌ合金は、いずれのＡＭに用いられてもよい。
【００４３】
ＡＭの中でも、金属粉末を用いて積層造形を行うＰＢＦは、形状付与性に優れ、代表的な３Ｄプリンティング法である。ＰＢＦの場合、走査される高エネルギービーム（レーザ、電子ビーム等）から逐次入熱があるため、ある積層過程で急冷凝固した部分は、後続の積層過程から伝熱による入熱を受け得る。本発明のＡｌ合金からなる粉末を用いると、ＡＭ中の熱履歴に拘わらず、硬さの変化や金属組織（析出物、化合物等）の粗大化が少ない造形物を得ることができる。また、そのＡｌ合金粉末を用いると、熱間塑性加工等により大きな歪みを導入するまでもなく、初期段階から十分な硬さを有する造形物が得られる。このように本発明のＡｌ合金は、用途の一例として、ＡＭ用粉末に好適である。
【実施例】
【００４４】
成分組成の異なる種々のＡｌ合金（試料）を製作した。各試料について、加熱前後の硬さを測定して熱的安定性を評価した。このような具体例を挙げつつ、以下に本発明をさらに詳しく説明する。
【００４５】
《試料の製作》
（１）素材
高純度（純度９９．９５質量％以上）な各種の市販原料（純金属等）を用意した。各原料を、表１Ａおよび表１Ｂ（両者を併せて単に「表１」という。）に示す成分組成となるように秤量して配合した。配合後の原料を、アーク溶解炉（大亜真空社製ACM-SO11）で溶解して、ボタンインゴット（φ４５ｍｍ×ｔ１５ｍｍ）を製作した。ボタンインゴットの外周囲をフライス加工して、素材（φ４２ｍｍ×ｔ８ｍｍ）を得た。
【００４６】
なお、表１に示す試料ＣＡ１、ＣＡ２には、ボタンインゴットに替えて、市販のＡｌ合金（ＪＩＳ  Ａ２６１８／Ｔ６処理）を用いた。
【００４７】
（２）レーザー照射（溶融凝固）
各素材（一部の試料を除く。）の表面へレーザー照射を行った。レーザー照射には３Ｄ積層造形装置（SLM Solutions社製 SLM280HL）を用いた。この際、ベースプレートの予熱温度：１５０℃、レーザー出力：３５０Ｗ、走査速度：１１５０ｍｍ／秒、ピッチ：０．１７ｍｍとした。
【００４８】
レーザー照射による素材への入熱量は、０．３０Ｊ／ｍｍ（１．７９Ｊ／ｍｍ２）であった。レーザー照射された部位は、溶融後に凝固した溶融凝固部となった。凝固時の冷却速度は、直接的な測定が困難であるが、熱伝達シミュレーションおよび得られた金属組織の結晶粒径から、１×１０５〜１×１０８℃／秒程度と推定される。
【００４９】
レーザー照射後の素材から切り出した溶融凝固部（５ｍｍ×９．５ｍｍ×８ｍｍ）を供試材とした。素材の切り出しは、切断時の熱影響を抑制するため、ウォータージェット加工により行った。
【００５０】
なお、一部の比較試料については、上述したレーザー照射を行わない素材から供試材を切り出した。各試料に関するレーザー照射の有無は表１に併せて示した。
【００５１】
（３）熱処理（高温暴露）
各供試材を大気炉中で４００℃に加熱した。各試料の加熱時間は表１に併せて示した。加熱時間は、予め４００℃に保持した大気炉へ各供試材を投入後、各供試材の温度が４００℃（±２℃）に昇温した時から測定した。供試材の温度は、その大気炉内へ同時投入したダミーサンプルを測温して判断した。加熱時間は、１０分間、３０分間、４５分間、６０分間または９０分間のいずれかとした。
【００５２】
所定の加熱時間経過後に取り出した供試材は、恒温槽で８０℃に保持した水に浸漬して冷却した。この冷却後の供試材について、以下に示す常温域の硬さを測定した。なお、表中の「―」は、供試材に熱処理を施さなかったことを示す。
【００５３】
《測定・観察》
（１）常温硬さ
各供試材の溶融凝固部（レーザー照射部）を鏡面研磨し、その研磨面を硬さの測定面とした。硬さ測定は、ビッカース硬度計を用いて、測定荷重：２５ｇとして常温域（２０℃）で行った。なお、レーザー照射した溶融凝固部の中心近傍を狙って硬さを測定した。このような硬さ測定を各供試材毎に３回（Ｎ＝３）行い、それらの算術平均値を表１に併せて示した。
【００５４】
（２）金属組織（ミクロ組織）
試料３１の供試材を用いて、溶融凝固部の金属組織を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。この際、供試材を室温状態または加熱状態（４００℃）として、α−Ａｌ中の微細な析出粒子を観察した。それらのＴＥＭ像を図２に示した。なお、４００℃のＴＥＭ像は、その場観察したものである。また、観察は、JEOL製EDX JED-2300、Thermofisher Scientific製アナライザーNSSを付属したJEOL製TEM Grand-ARMを用いて、加速電圧：３００ｋＶで行った。
【００５５】
《評価》
（１）特性（熱的安定性）
表１に示した結果に基づいて、各試料の常温硬さと加熱時間（熱履歴）の関係を図１に示した。図１中、試料１：試料１１〜１６、試料２：試料２１〜２６、試料３：試料３１〜３５、試料Ｃ１：試料Ｃ１１・Ｃ１２、試料Ｃ２：試料Ｃ２１・Ｃ２２、試料Ｃ３：試料Ｃ３１〜Ｃ３６、試料Ｃ４：試料Ｃ４１・４２、試料ＣＡ：試料ＣＡ１・ＣＡ２を意味する。
【００５６】
また成分組成が同じ各試料について、加熱前後における硬さの保持率（１００×Ｈ１／Ｈ０）と変化率（１００×（Ｈ０−Ｈ１）／Ｈ０）を表１に併せて示した。これらは、加熱していない試料の常温硬さ（Ｈ０）と、加熱した試料で最低の常温硬さ（Ｈ１）とに基づいて算出した。
【００５７】
図１および表１から明らかなように、試料１〜３（試料１：１１〜１６、試料２：２１〜２６、試料３：３１〜３５）は、熱履歴の有無に拘わらず、十分な硬さを有していた。また、これら試料は、加熱前後で硬さが殆ど変化せず、熱的安定性にも優れることがわかった。
【００５８】
一方、試料Ｃ１０〜Ｃ２２およびＣ４１〜ＣＡ２は、硬さの保持率が小さく（変化率が大きく）、加熱前後で硬さが大幅に低下することがわかった。また試料Ｃ３１〜Ｃ３６は、試料１１〜３５と同様な成分組成系であるが、Ｎｉ量が少なく、硬さが１５０ＨＶ未満であった。
【００５９】
（２）組織
図２に示した各ＴＥＭ像を比較するとわかるように、４００℃に保持してその場観察すると、α−Ａｌ結晶粒内に、ナノスケールのコントラスト変化が現れた。これは、高温下で、α−Ａｌ結晶粒内にナノレベルの析出が生じていることを示している。このような微細な析出がα−Ａｌ結晶粒内で生じることにより、α−Ａｌ結晶粒の成長・粗大化が阻止され、入熱を受けても、Ａｌ合金全体の金属組織は微細な状態が維持される。つまり、熱履歴を受けても特性変化が少なく、優れた熱的安定性を発現するＡｌ合金が得られたと考えられる。
【００６０】
こうして本発明によれば、入熱後も高特性（硬さ等）を維持し、優れた熱的安定性を発現するＡｌ合金が提供されることが確認された。
【００６１】
【表１Ａ】
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【００６２】
【表１Ｂ】
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【図１】
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【図２】
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