(57)【要約】【課題】焼入れ感受性を高めることなく、比較的大型の部材の場合であっても十分な耐熱性を有することができるアルミニウム合金およびその製造方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金は、含有率が２．０質量％以上３．７質量％以下のＣｕと、含有率が１．３質量％以上２．２質量％以下のＭｇと、含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＦｅと、含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、含有率が０．３１質量％以上０．９０質量％以下のＳｉと、含有率が０．０１質量％以上０．２０質量％以下のＴｉと、を含み、Ｍｎの含有率が０．１質量％未満、Ｃｒの含有率が０．１質量％未満、Ｚｒの含有率が０．１質量％未満、Ｓｃの含有率が０．１質量％未満、Ｖの含有率が０．１質量％未満に規制され、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
含有率が２．０質量％以上３．７質量％以下のＣｕと、
含有率が１．３質量％以上２．２質量％以下のＭｇと、
含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＦｅと、
含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、
含有率が０．３１質量％以上０．９０質量％以下のＳｉと、
含有率が０．０１質量％以上０．２０質量％以下のＴｉと、
を含み、
Ｍｎの含有率が０．１質量％未満、
Ｃｒの含有率が０．１質量％未満、
Ｚｒの含有率が０．１質量％未満、
Ｓｃの含有率が０．１質量％未満、
Ｖの含有率が０．１質量％未満、
に規制され、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる、
ことを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
マトリクス中に、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇを含む針状析出物を有し、
前記針状析出物の平均長さが１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下であり、
前記針状析出物の分布密度が、２００個／μｍ２以上である、
ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１または２に記載のアルミニウム合金の製造方法であって、
均質化処理工程において、鋳造工程において鋳造されたアルミニウム合金を、４７０℃以上、該鋳造されたアルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１時間以上保持した後、
熱間加工された、または、熱間加工および冷間加工されたアルミニウム合金を、溶体化処理工程において、４７０℃以上、該熱間加工された、または、該熱間加工および冷間加工されたアルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１秒間以上保持し、
人工時効処理工程において、前記溶体化処理工程において溶体化処理されたアルミニウム合金を、１７０℃以上２１０℃以下の温度で５時間以上保持する、
ことを特徴とするアルミニウム合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車、鉄道車両、船舶等の輸送分野においては、エンジン部品およびコンプレッサー等の機械部品において、省エネルギーを目的として軽量なアルミニウム合金材が多く使用されている。上記用途では、主に材料の耐熱性が要求されることから、アルミニウム合金種の中でも特に耐熱性に優れる２０００系合金（Ａｌ−Ｃｕ系合金）が使用されている。
【０００３】
最近の自動車における燃費規制強化に代表されるように、自動車・船舶等の輸送用機械においては、さらに強い省エネルギー化が求められ、それに応じて本用途におけるアルミニウム合金材が使用される温度条件や荷重負荷条件への要求が高まっており、さらなる耐熱性の向上が必要な状況にある。
【０００４】
本用途での耐熱性に優れたアルミニウム合金としては、従来から、ＪＩＳ規格で規定されたＪＩＳ  ２６１８合金（以下、２６１８合金）が広く使用されている。２６１８合金の成分は、Ｃｕ：１．９質量％〜２．７質量％、Ｍｇ：１．３質量％〜１．８質量％、Ｓｉ：０．１０質量％〜０．２５質量％、Ｆｅ：０．９質量％〜１．３質量％、Ｎｉ：０．９質量％〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０４質量〜０．１０質量％、Ａｌ残部で規定されているように、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金であって、特に１５０〜２００℃の温度範囲において、他の種々の２０００系合金に比較して優れた耐熱性を有している。
【０００５】
この２６１８合金を改良して、耐熱性をさらに向上させた合金が、例えば特許文献１〜３に記載されている。特許文献１〜３に記載されている合金はいずれも、２６１８合金の基本成分であるＡｌ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉに加えて、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ等の遷移元素を必須元素として積極的に添加することによって耐熱性の向上を図っている。しかし、特許文献１〜３で記載されているような遷移元素を用いて耐熱性の向上を図った場合には、その付随的な影響として、焼入れ感受性が高まってしまい、部材の径、板厚、肉厚が大きくなって、溶体化処理後の焼入れにおいて冷却速度が不可避的に低下した場合に、耐熱性向上効果が得られなくなることがあった。とりわけ本用途においては、比較的大径・厚板・大肉厚の部材が多いため、これらの技術が適用できる部材は、比較的小型な部材に限定されることが多かった。
【０００６】
一方で、特許文献４には、２６１８合金と同じ構成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金であるが、Ｆｅの含有率を０．１〜０．７％に低く制限して、Ｃｕの固溶量を高めて耐熱性を高める技術が記載されているが、Ｆｅの含有率を制限したことによって、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子の分布密度が低下することによって、これらの粒子による分散強化の耐熱性向上への寄与が低下して、現状要求されるに足る十分な耐熱性向上効果を得ることは困難であった。
【０００７】
また、一方で、特許文献５には、２６１８合金とおおよそ同じ範囲のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金の溶体化処理温度条件を最適条件に限定することによって、耐熱性の向上を図る技術が記載されている。しかしながら、この技術によっても、現状要求されるに足る十分な耐熱性向上効果を得ることは困難であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１１−１２２１８０号公報
【特許文献２】特開２０１０−１８８５４号公報
【特許文献３】特開２００８−２０２１２１号公報
【特許文献４】特開平７−２４２９７６号公報
【特許文献５】特開２００８−１０１２６４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述のように、昨今の省エネルギー化を背景として、アルミニウム合金の耐熱性に対する要求が高まっており、従来の２６１８合金を常法に従って製造したり、また２６１８合金について溶体化処理条件等を最適化して製造したりする場合には、耐熱性に対する要求を満足させることが困難であった。また、特許文献１〜３に記載された技術にあるようにＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金に適宜遷移元素を添加して耐熱性を向上させる場合でもあっても、焼入れ感受性が高まるため、比較的大型の部材になると、耐熱性が不十分な場合が多かった。
【００１０】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、焼入れ感受性を高めることなく、比較的大型の部材の場合であっても十分な耐熱性を有することができるアルミニウム合金およびその製造方法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】
【００１１】
本発明の第１の観点に係るアルミニウム合金は、
含有率が２．０質量％以上３．７質量％以下のＣｕと、
含有率が１．３質量％以上２．２質量％以下のＭｇと、
含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＦｅと、
含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、
含有率が０．３１質量％以上０．９０質量％以下のＳｉと、
含有率が０．０１質量％以上０．２０質量％以下のＴｉと、
を含み、
Ｍｎの含有率が０．１質量％未満、
Ｃｒの含有率が０．１質量％未満、
Ｚｒの含有率が０．１質量％未満、
Ｓｃの含有率が０．１質量％未満、
Ｖの含有率が０．１質量％未満、
に規制され、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる、
ことを特徴とする。
【００１２】
マトリクス中に、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇを含む針状析出物を有し、
前記針状析出物の平均長さが１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下であり、
前記針状析出物の分布密度が、２００個／μｍ２以上であってもよい。
【００１３】
本発明の第２の観点に係るアルミニウム合金の製造方法は、
上記アルミニウム合金の製造方法であって、
均質化処理工程において、鋳造工程において鋳造されたアルミニウム合金を、４７０℃以上、該鋳造されたアルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１時間以上保持した後、
熱間加工された、または、熱間加工および冷間加工されたアルミニウム合金を、溶体化処理工程において、４７０℃以上、該熱間加工された、または、該熱間加工および冷間加工されたアルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１秒間以上保持し、
人工時効処理工程において、前記溶体化処理工程において溶体化処理されたアルミニウム合金を、１７０℃以上２１０℃以下の温度で５時間以上保持する、
ことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、焼入れ感受性を高めることなく、比較的大型の部材の場合であっても十分な耐熱性を有することができるアルミニウム合金およびその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の実施例に係る針状析出物Ｓ’の分布形態を模式的に示す図である。
【図２】本発明の実施例に係る回転曲げ疲労試験片の形状を模式的に示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金をベースとして、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｉ、ＦｅおよびＮｉの添加量を最適化することによって耐熱性を大幅に向上できることを見出し、本発明をなすに至った。また、本発明者は、上記元素の含有率を最適化することによる耐熱性向上効果をさらに高めるために、製造工程において均質化処理を行い、その均質化条件を最適化した上で、加工後に行われる溶体化処理の条件および人工時効処理条件を最適に行うことが有効であることを見出して、本発明に係るアルミニウム合金の製造方法を見出すに至った。
【００１７】
（成分元素）
まず、本発明の実施形態に係る耐熱性に優れたアルミニウム合金について、以下に成分元素を説明する。なお、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと、不可避不純物と、からなる。
【００１８】
（Ｃｕ、Ｍｇ）
ＣｕおよびＭｇは、本発明の実施形態に係る耐熱性に優れたアルミニウム合金を構成する主要元素である。ＣｕおよびＭｇは、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金に対して、４７０℃以上の温度域に保持する溶体化処理を行った際にアルミニウムマトリクス中に一旦固溶し、その後、室温付近まで急冷すること（焼入れと呼ばれる）によって過飽和固溶体としてから、所定の温度で人工時効処理を行うことによって、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇからなる微細な析出物（本明細書において、以下、この微細な析出物をＳ’析出物と呼ぶ）をマトリクス中に形成することにより、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の室温強度および耐熱性の向上に寄与する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＣｕの含有率の下限を２．０質量％、Ｍｇの含有率の下限を１．３質量％とする。Ｃｕ、Ｍｇそれぞれの元素の添加量が、この値よりも低いと、ＣｕおよびＭｇの固溶量が不足して、Ｓ’析出物の析出密度が低くなるため、アルミニウム合金が十分な耐熱性を得ることができない。また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＣｕの含有率の上限を３．７質量％、Ｍｇの含有率の上限を２．２質量％とした。Ｃｕ、Ｍｇそれぞれの元素の添加量が、この値よりも高いと、Ｃｕ、Ｍｇの元素の固溶限を越えてしまうために、溶体化処理によって、これらの元素を完全に固溶させることができず、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇからなる晶出物としてマトリクス中に残存する。このような残存晶出粒子は、アルミニウム合金材料の高温延性を損なうだけでなく、高温での疲労特性を低下させてしまう。上述の理由により、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＣｕの含有率を２．０質量％以上３．７質量％以下、Ｍｇの含有率を１．３質量％以上２．２質量％以下とする。
【００１９】
（Ｆｅ、Ｎｉ）
ＦｅおよびＮｉも、ＣｕおよびＭｇと同様に、本発明の実施形態に係る耐熱性に優れたアルミニウム合金を構成する主要元素である。ＦｅおよびＮｉは、溶解時や鋳造時に、Ａｌ、ＦｅおよびＮｉからなる微細な晶出粒子をマトリクス中に生成する。溶解・鋳造後の熱間加工や冷間加工によって、この晶出粒子はさらに細かく分断されて、マトリクス中に比較的微細（１μｍ〜５μｍサイズ）、かつ高密度に分散することによって、分散強化を発現させて、上述のＣｕおよびＭｇによる微細析出による強化と重畳して、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の室温強度および耐熱性向上に寄与する。また、これらのＡｌ、ＦｅおよびＮｉからなる微細な晶出粒子は、マトリクス中に高密度に分散することによって、アルミニウム合金の溶体化やアルミニウム合金材料の使用時など、高温で保持される際に、アルミニウム合金内の結晶粒組織の安定化に寄与して、結晶粒の成長・粗大化を抑制して、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の耐熱性向上に寄与する。アルミニウム合金中におけるＦｅ、Ｎｉそれぞれの含有率が０．８質量％よりも低い場合、Ａｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子の分布密度が低くなってしまい、十分な分散強化が得られない。また、アルミニウム合金中におけるＦｅ、Ｎｉそれぞれの含有率が、２．０質量％よりも高い場合は、Ａｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子の一部が、溶解時や鋳造時に著しく粗大化して、その後、熱間加工や冷間加工を行った後の最終状態においても非常に粗大な晶出粒子（１００μｍ以上のサイズ）がマトリクス中に残存してしまう。このような場合、この粗大な晶出粒子が破壊の起点となるため、アルミニウム合金の高温延性が著しく低下したり、高温での疲労特性が大幅に低下したりするなどし、アルミニウム合金の材料特性が著しく低下してしまう。上述の理由により、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＦｅの含有率を０．８質量％以上２．０質量％以下、Ｎｉの含有率を０．８質量％以上２．０質量％以下とする。
【００２０】
（Ｓｉ）
Ｓｉは、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金を特徴付ける重要な必須添加元素である。従来技術においては、Ｓｉは多くの場合不純物元素と見なされて上限値が規制されるか、また積極的に添加される場合であっても、ほとんどの場合、０．３質量％未満の含有率とされてきた。また、２６１８合金では、合金中のＳｉの含有率は０．１０質量％以上０．２５質量％以下の範囲とされている。これに対して、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＳｉの含有率を０．３１質量％以上０．９０質量％以下の範囲とする。この理由を以下に述べる。アルミニウム合金の溶体化処理を行う前の段階において、ＳｉはＭｇとともにＭｇ２Ｓｉ晶出物または析出物としてマトリクス中に存在し、溶体化処理として、４７０℃以上、アルミニウム合金の固相線温度以下の範囲に保持されると、Ｍｇ２Ｓｉが溶解して、Ｓｉ原子はマトリクス中に固溶する。その後、アルミニウム合金を室温付近まで急冷する焼入れ処理を行うと、Ｓｉ原子は、マトリクス中の原子空孔とペア（Ｓｉ−空孔ペア）を形成し、溶体化処理温度で平衡的に多数存在した原子空孔を室温まで安定に持ち込み、結果として焼入れ後のマトリクス中には多量の過剰空孔が形成される。その後、１８０℃以上２００℃以下の温度範囲で、５時間以上保持する人工時効処理を行うと、このＳｉ−空孔ペアが分解され、フリー空孔がマトリクス中に形成される。このフリー空孔は、時効析出時に形成されるＡｌ、ＣｕおよびＭｇからなる微細析出物Ｓ’の核生成を助長して、結果としてＳ’析出物の析出が高密度となり、人工時効処理後のアルミニウム合金の室温強度と耐熱性が大幅に向上する。このような効果を得るための好ましいＳｉの含有率が、０．３１質量％以上０．９０質量％以下の範囲である。Ｓｉの含有率が０．３１質量％未満では、溶体化処理時に形成されるＳｉ−空孔ペア量が不十分で、室温付近まで急冷後の人工時効時のＳ’析出物の析出密度が低いために、得られる耐熱性が不十分である。またＳｉの含有率が０．９０質量％を超えると、溶体化処理前の状態においてＭｇと形成されるＭｇ２Ｓｉの量が多くなり過ぎ、溶体化処理時に完全に固溶することができず、マトリクス中に粗大なＭｇ２Ｓｉ粒子が残存してしまう。この粗大粒子は、アルミニウム合金の高温延性を大幅に低下させるとともに、高温疲労特性を低下させ、アルミニウム合金の特性が大幅に低下してしまう。
【００２１】
（Ｔｉ）
Ｔｉは溶解・鋳造において、アルミニウム合金が凝固するに際して、凝固の核生成サイトとして機能することにより、鋳塊組織の微細化に寄与する。これによって、溶解・鋳造の後に引き続く熱間加工および冷間加工後の溶体化処理時に微細な結晶粒組織が形成され、アルミニウム合金の耐熱性の向上に寄与する。本発明の実施形態において、Ｔｉは全量を単独で添加されてもよいし、その一部または全量をＴｉ−Ｂの化合物の形態で添加されてもよい。なお、Ｔｉ−Ｂの化合物の形態で添加される場合、アルミニウム合金中の共添加されるＢの含有率は、０．００１質量％以上０．０５質量％の範囲とすることが、より好ましい。アルミニウム合金中のＴｉの含有率が０．０１質量％未満の場合は、鋳塊組織を微細にする効果が不十分である。また、アルミニウム合金中のＴｉの含有率が０．２０質量％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｔｉからなる粗大な化合物が晶出し、材料の高温延性、高温疲労等の耐熱特性が大幅に低下する。また、Ｂを共添加する場合は、共添加されるＢの含有率が０．００１質量％以上であることによって、鋳塊を微細にする効果をより得られる。また、Ｂの含有率が０．０５質量％以下であることによって、鋳造時におけるＴｉ−Ｂからなる粗大な化合物の晶出が抑制され、高温延性、耐熱性をより高く維持することができる。
【００２２】
（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＭｎの含有率が０．１質量％未満（０質量％を含む）であり、アルミニウム合金中のＣｒの含有率が０．１質量％未満（０質量％を含む）であり、アルミニウム合金中のＺｒの含有率が０．１質量％未満（０質量％を含む）であり、アルミニウム合金中のＳｃの含有率が０．１質量％未満（０質量％を含む）であり、アルミニウム合金中のＶの含有率が０．１質量％未満（０質量％を含む）であることが好ましい。なお、本明細書において、含有率が「０質量％」とは、０質量％だけではなく、検出機器における当該元素の検出下限以下の微少な含有率をも含むものとする。遷移元素のより好ましい含有率の範囲は、Ｍｎ：０．００１質量％以上０．１質量％未満、Ｃｒ：０．００１質量％以上０．１質量％未満、Ｚｒ：０．００１質量％以上０．１質量％未満、Ｓｃ：０．００１質量％以上０．１質量％未満、Ｖ：０．００１質量％以上０．１質量％未満である。より一層好ましい含有率の範囲は、Ｍｎ：０．００１質量％以上０．０５質量％未満、Ｃｒ：０．００１質量％以上０．０５質量％未満、Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０５質量％未満、Ｓｃ：０．００１質量％以上０．０５質量％未満、Ｖ：０．００１質量％以上０．０５質量％未満である。また、さらに好ましい含有率の範囲は、Ｍｎ：０．００１質量％以上０．０３５質量％未満、Ｃｒ：０．００１質量％以上０．０３５質量％未満、Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０３５質量％未満、Ｓｃ：０．００１質量％以上０．０３５質量％未満、Ｖ：０．００１質量％以上０．０３５質量％未満である。
【００２３】
遷移元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖは、アルミニウム合金に添加されると、マトリクス中に各遷移元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ）とＡｌとからなる微細な分散粒子（粒径１μｍ未満）を形成し、上述のＡｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子と同様に、アルミニウム合金内の結晶粒組織の一層の安定化に寄与する。これによって、アルミニウム合金を高温に保持した際の結晶粒組織を一層安定化する効果を有し、結晶粒の成長・粗大化を抑制して、耐熱性の一層の向上に寄与する。
【００２４】
ここで、これらの遷移元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ）とＡｌとからなる微細な分散粒子がマトリクス中に存在すると、溶体化処理後に急冷する焼入れ時に、主溶質元素であるＣｕとＭｇとからなる安定相のＳ相（ＣｕＭｇＡｌ２）が、この分散粒子とマトリクスの界面上に不均一核生成して、比較的粗大に生成してしまうことがある。これによって、焼入れ後におけるマトリクス中のＣｕおよびＭｇの溶質濃度が低下して、その後の人工時効処理時のＳ’析出物の析出密度が低下して、アルミニウム合金の耐熱性が低下することがある。この焼入れ時の冷却途中におけるＳ相の析出は、冷却速度が小さいほど顕著となり、冷却速度の低下に伴って、人工時効処理後のアルミニウム合金の強度が大きく低下することがある。この場合のように、人工時効処理後のアルミニウム合金の強度が冷却速度の影響を受けやすいという傾向は一般に「焼入れ感受性が高い」として表現され、焼入れ感受性が高い傾向を有するアルミニウム合金は、部材のサイズが大きくなるにつれて、不可避的に焼入れ時の冷却速度が低下することがあるため、人工時効処理後の強度低下が大きくなり、アルミニウム合金の耐熱性の低下も大きく、比較的大型の部材では、高い耐熱性を確保できなくなってしまうことがある。しかしながら、遷移元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖのアルミニウム合金中の含有率を上述の範囲とすることによって、焼入れ感受性の過度の増大が抑制され、とりわけ溶体化処理後の焼入れ時の部材サイズが大きい場合でも、耐熱性の低下を抑制することができる。
【００２５】
一方で、上述のＡｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子による結晶粒組織安定化効果を利用した場合は、この晶出物粒子とマトリクス界面とが不均一核生成のサイトとならないため、溶体化後の急冷時の冷却途中におけるＳ相の不均一核生成が生じない。このため、上記遷移元素の含有率を上述の範囲とすることによって、アルミニウム合金部材のサイズが大きくなって焼入れ時の冷却速度が低下した場合でも、人工時効処理後のアルミニウム合金の強度低下が小さく（焼入れ感受性が低い）、アルミニウム合金の耐熱性の低下も小さいという特長を有する。
【００２６】
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、以上の理由により、遷移元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖの含有率を上述の範囲とすることが、より好ましい。これらの遷移元素は、積極的にアルミニウム合金に添加されない場合でも、リサイクルした二次合金を多く用いた場合に、多く混入する場合があるため、溶解・鋳造段階で溶湯の元素分析を行い、これらの遷移元素の混入を確認して、含有率が上述の範囲となるようにすることが、より好ましい。
【００２７】
（その他の元素）
上記の元素の他に、耐食性等を向上させることを目的として微量のＺｎを添加してもよい。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金においては、アルミニウム合金中のＺｎの含有率を０．００１質量％以上１．０質量％未満とすることが、より好ましい。
【００２８】
（製造方法）
以下、本発明の実施形態に係る耐熱性に優れたアルミニウム合金展伸材（アルミニウム合金）の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金展伸材は、圧延・押出・鍛造といったアルミニウム合金展伸材の常法に従って製造することができるが、その製造工程のうち、主に熱処理に関する工程の条件を適切に制御することによって、高い耐熱性を本発明の実施形態に係るアルミニウム合金に付与することができる。
【００２９】
以下、圧延・押出・鍛造といったアルミニウム合金展伸材に共通して行われる製造工程を含む本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の製造方法の工程を簡単に述べる。はじめに、溶解・鋳造を行い、アルミニウム合金鋳塊を得る。その後、均質化処理を行ってから、熱間加工を行う。さらにその後、必要に応じて冷間加工を行う。また、この冷間加工の前または途中に必要に応じて中間焼鈍を行ってもよい。その後、溶体化処理を行ってから、室温付近の温度まで急冷する焼入れを行った後に、最終的に人工時効処理を行う。
【００３０】
以下、主要な工程ごとに製造方法を詳述する。
【００３１】
（溶解工程・鋳造工程）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金の成分範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、たとえば、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法またはホットトップ鋳造法）によって鋳造して、アルミニウム合金鋳塊を製造する。鋳造後には、引き続き行われる熱間加工に備えて、必要に応じて鋳塊表面の鋳肌を削り取る面削を行ってもよい。面削は、後述する均質化処理後に行ってもよい。
【００３２】
（均質化処理工程）
次に、鋳造時に形成される凝固組織に特徴的な濃度偏析を解消することを目的として、アルミニウム合金に対して均質化処理を行う。均質化処理は、アルミニウム合金鋳塊を４７０℃以上の温度で１時間以上保持する条件で行う。この条件で均質化処理を行うことによって、濃度偏析が解消され、以降に行われる溶体化処理の温度を高く設定することが可能となり、アルミニウム合金に、より高い耐熱性を付与することが可能となる。均質化処理温度の上限は特に規定しないが、鋳造したままの状態での（鋳造工程後の）アルミニウム合金の固相線温度以下（たとえば、約５３０℃以下）に設定することが適切である。均質化処理の温度を４７０℃以上とすることによって、凝固組織の濃度偏析を十分に解消することが可能となり、耐熱性の低下を抑制することができる。均質化処理時間を１時間以上とすることによって、凝固組織の濃度偏析を十分に解消することが可能となり、耐熱性の低下を抑制することができる。均質化処理時間の上限は本発明の効果を奏する範囲で適宜設定され、以下に限定されるものではないが、１０時間以上行っても均質化効果が飽和してほぼ一定となるので、経済的理由から、たとえば、１０時間を上限とすることが、より好ましい。
【００３３】
（熱間加工工程）
均質化処理後、アルミニウム合金を一旦室温まで冷却してから再度加熱して熱間加工を行うか、もしくは均質化処理後に、直接、熱間加工温度まで温度調節して熱間加工を行う。熱間加工は、板を製造する場合は熱間圧延により行い、管や棒などを製造する場合は熱間押出により行い、その他の形状に加工する場合は熱間鍛造によって行ってもよい。本発明の実施形態に係るアルミニウム合金はいずれの熱間加工も行うことができ、またその加工条件は、最終製品の耐熱特性に影響しないため、熱間加工条件は素材の熱間加工性を考慮して、本発明の効果を奏する範囲で適宜設定される。
【００３４】
（冷間加工工程・中間焼鈍工程）
熱間加工の後、必要に応じて、最終製品の形状に精度良く仕上げるため、冷間加工を行う。冷間加工を行う前に、必要に応じて中間焼鈍を行ってもよい。また、冷間加工を２回以上に分けて行う場合は、冷間加工と冷間加工の間で適宜中間焼鈍を行ってもよい。冷間加工は、板を製造する場合は冷間圧延、管や棒などを製造する場合は冷間引抜き、その他の形状に加工する場合は冷間鍛造等によって行う。冷間加工および中間焼鈍の条件は最終的な耐熱特性に影響しないため本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、中間焼鈍については、たとえば、３００℃〜４５０℃の温度範囲に１時間以上保持することによって行うことが、より好ましい。
【００３５】
（溶体化処理工程）
熱間加工または冷間加工の後、ＣｕおよびＭｇをマトリクス中に固溶させること、Ｍｇ２Ｓｉを分解固溶させてＳｉをマトリクス中に固溶させることを目的としてアルミニウム合金に対して溶体化処理が行われる。溶体化処理は、アルミニウム合金材料を、４７０℃以上、アルミニウム合金の固相線温度以下の温度範囲で、１秒間以上保持することによって行われることが、より好ましい。さらに好ましい溶体化処理温度の範囲は５１０℃以上、アルミニウム合金の固相線温度以下の範囲であり、さらに一層好ましい溶体化処理温度の範囲は、５３０℃以上、アルミニウム合金の固相線温度以下の範囲である。溶体化処理の温度を４７０℃以上とすることによって、固溶するＣｕ、ＭｇおよびＳｉの量を確保することができ、十分な耐熱性を得ることができる。溶体化処理温度が上記温度範囲内で高いほど、溶体化処理のために保持されている間のアルミニウム合金中の平衡空孔濃度が増大して、その後の急冷後に、アルミニウム合金材料中に、より多くのＳｉ−空孔ペアを形成することができ、結果としてアルミニウム合金の耐熱性が向上する。保持時間を１秒間以上とすることによって、ＣｕおよびＭｇが固溶するための時間を確保することができ、また、Ｍｇ２Ｓｉが分解してＳｉが固溶するための時間を確保することができるため、結果として十分な耐熱性を得ることができる。溶体化処理時間の上限は本発明の効果を奏する範囲で適宜設定され、以下に限定されるものではないが、１０時間を超えて溶体化処理を行っても均質化効果が飽和してほぼ一定となるので、経済的理由から、たとえば、６時間以下とすることが、より好ましく、４時間以下とすることが、より一層好ましい。
【００３６】
なお、展伸材の製造方法のうち、熱間押出による熱間加工の場合は、上述の熱間加工と溶体化処理とを兼ねて行うことができ、この場合は、溶体化処理を兼ねた熱間押出に引き続いて、後述する溶体化処理後の急冷を、たとえば、水焼入れ、ミスト吹きつけ等によって連続的に行うプレス焼入れと呼ばれる工程を採用してもよい。
【００３７】
（溶体化処理後の急冷（焼入れ））
溶体化後の急冷は、たとえば、アルミニウム合金材料を、たとえば、冷水や温水に浸漬したり、ミストを吹き付けたり、冷風を吹き付けたりすることによって行われる。冷却速度は本発明の効果を奏する範囲で適宜選択されるが、たとえば、実質的に耐熱性をアルミニウム合金に付与できる冷却速度として、溶体化処理温度から１００℃までの平均冷却速度を１℃／秒以上で行うことが、より好ましい。冷却速度を１℃／秒以上とすることによって、焼入れ感受性が低い本発明の実施形態に係るアルミニウム合金における耐熱性の低下を抑制することができる。また、冷却を終了する温度についても本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば１００℃〜室温の範囲で冷却を終了することがより好ましく、それによってアルミニウム合金の最終的な耐熱特性を高く維持することができる。
【００３８】
（人工時効処理工程）
溶体化処理と、それに続く急冷が完了した後に、人工時効処理を行って、アルミニウム合金の材料強度を高めて、耐熱性を向上させる。人工時効処理は、１７０℃以上２１０℃以下の温度範囲で、５時間以上保持して行うことが、より好ましい。この条件で処理を行うことによって、適度に時効析出が進み、高い耐熱性が得られる。人工時効処理温度を１７０℃以上とすることによって、時効効果が得られ、十分な耐熱性を得ることができる。人工時効処理温度を２１０℃以下とすることによって、析出物が過度に粗大になることが抑制され、アルミニウム合金の強度が維持され、アルミニウム合金の耐熱性を十分に得ることができる。また、人工時効処理時間を５時間以上とすることによって、析出を十分に進めることができ、アルミニウム合金の十分な耐熱性を得ることが可能になる。人工時効処理時間の上限は本発明の効果を奏する範囲で適宜選択され、以下に限定されるものではないが、たとえば、強度がほぼ上限に達する３０時間を選択することが、より好ましい。
【００３９】
以上の工程によって、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金が製造される。
【００４０】
（ミクロ組織の形態）
本発明の実施形態に係るアルミニウム合金には、以下で述べるようなミクロ組織的な特徴が認められる。すなわち、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇからなる針状析出物Ｓ’の平均長さが１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下の範囲内であり、かつ、針状析出物Ｓ’の分布密度が２００個／μｍ２以上であるという特徴を有する。針状析出物Ｓ’の平均長さが１５０ｎｍ以上である場合、針状析出物の成長が十分であるため、強度が高く、耐熱性も十分である。また、針状析出物Ｓ’の平均長さが２５０ｎｍ以下である場合、針状析出物が過度に粗大になっていないため、強度が高く、耐熱性も十分である。針状析出物Ｓ’の分布密度が２００個／μｍ２以上である場合、針状析出物の分布密度が高いため、強度が高く、耐熱性も十分である。また、針状析出物Ｓ’の分布密度の上限は、Ｃｕ、Ｍｇの固溶限度より見積もって５００個／μｍ２以下であると考えられる。
【００４１】
以下、上述の針状析出物Ｓ’の平均サイズおよび分布密度を測定する方法の一例を説明する。まず、人工時効処理が施されたアルミニウム合金を用いて、たとえば、精密加工装置の一つであるＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ  Ｉｏｎ  Ｂｅａｍ）装置を用いて、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察用の薄膜試験片（たとえば、厚み０．１μｍ、縦５μｍ、横１０μｍサイズ）を切り出して、ＴＥＭ観察を行う。この薄膜サンプルについて、ＴＥＭにより、Ａｌ格子に対して、電子線を［１００］の方向より入射して、たとえば、撮影倍率２０，０００倍で撮像して、たとえば、５視野分のＴＥＭ像を得る。得られたＴＥＭ像において、図１に模式的に示すようにＳ’析出物を観察することができる。ここで、針状析出物Ｓ’は電子線の入射方向と平行方向および、入射方向と垂直面において互いに直行する２つの方向に伸びた形状で分布している。これらのうち、入射方向と垂直面において互いに直行する形で分布している針状析出物Ｓ’（Ｓ’１）の長さを、たとえば、任意の析出物３０個について計測して、その平均値を求めることによって、針状析出物Ｓ’の平均長さを計測する。また、観察される針状析出物Ｓ’のうち、入射方向と平行方向に伸びているもの（Ｓ’２：粒子状に観察される）と入射方向と垂直面において互いに直行する形で分布している針状析出物Ｓ’（Ｓ’１）の数を、たとえば、５視野分で計測した合計数を計測した視野の面積で除することによって、針状析出物Ｓ’の分布密度を計測することができる。
【００４２】
以上に説明したように、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金（アルミニウム合金展伸材）は、従来の耐熱アルミニウム合金よりも高い耐熱特性を有し、また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金（アルミニウム合金展伸材）は、溶体化処理後の急冷において、比較的小さい冷却速度であっても耐熱性の低下が小さく、その高い耐熱性を維持することができ、比較的大型の耐熱部材にも適用できるという特長を有している。すなわち、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金は、種々の検討によって最適化されたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｎｉ合金の成分範囲と、最適化された製造プロセスとを用いることによって、２６１８合金と比較して、より高い耐熱性を有するアルミニウム合金を得ることができる。また、本発明の実施形態に係るアルミニウム合金は、焼入れ感受性が低いことも特徴として有しており、省エネルギー化のために耐熱合金が必要な部材のうち比較的大型の部材としても使用することも可能である。
【００４３】
なお、本発明は上記実施の形態に限定されず、種々の変形及び応用が可能である。
【実施例】
【００４４】
以下、本発明を実施例に基づき、さらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
【００４５】
（実施例Ａ）
表１に示す組成に調整した各アルミニウム合金を溶解して、ホットトップ鋳造法を用いて鋳造して、φ３００ｍｍ×長さ８００ｍｍサイズの鋳塊（ビレット）を作製した。ビレットを５００℃の加熱保持温度に加熱して、６時間保持する均質化処理を行った後、一旦室温まで冷却してから、ビレットの円周方向について表皮５ｍｍを面削した。これらのビレットを４８０℃に加熱保持したのち、熱間押出を行い、φ８０ｍｍの丸棒とした。実施例Ａにおけるアルミニウム合金材については、冷間加工と中間焼鈍はいずれも行わず、溶体化処理として、５２０℃にて２０分間保持したのち、８０℃の温水に投入する焼入れを行った。実施例Ａにおける５２０℃から１００℃までの平均冷却速度は、５℃／秒であった。その後、人工時効処理として１９０℃で１２時間保持する処理を行って、合金番号１〜３０のアルミニウム合金材を作製した。上述のアルミニウム合金材を、以下に詳細を示す耐熱性評価試験、および、針状析出物Ｓ’のＴＥＭ観察に用いた。表１中、「−」は検出下限以下の数値であったことを示す。
【００４６】
【表１】
2014162958.tif 000002
【００４７】
（耐熱性評価試験）
上述の工程で製造された各アルミニウム合金材（合金番号１〜３０）について、高温での長時間使用を想定して、２００℃で１００時間保持する熱処理を行った後、押出棒の長手方向が引張方向となるように、押出棒の中心部より、ＪＩＳ４号試験片形状の丸棒引張試験片を採取した。この丸棒引張試験片を２００℃の試験雰囲気にて、引張のクロスヘッド速度５ｍｍ／分の条件で高温引張試験を行って、その際の引張強度（ＴＳ）を計測した。計測結果を表２に示す。
【００４８】
【表２】
2014162958.tif 000003
【００４９】
また、さらに押出棒の長手方向が引張・圧縮方向となるように、各アルミニウム合金材（合金番号１〜３０）から、図２に示す回転曲げ疲労試験片を採取して、雰囲気温度２００℃中において、回転曲げ疲労試験を行った。回転曲げ疲労試験の試験周波数は２０Ｈｚとして、最大最小応力比Ｒ＝−１、応力振幅１６０ＭＰａの条件で、破断までの繰り返し数を測定した。測定結果を表２に示す。
【００５０】
（針状析出物Ｓ’分布状態評価）
上述の工程で製造された各アルミニウム合金材（合金番号１〜３０）について、以下の方法でＴＥＭ観察用サンプルを作製して、ＴＥＭ観察を行って、針状析出物Ｓ’の平均長さ、および分布密度を測定した。
【００５１】
ＦＩＢ精密加工装置（日本電子社製、機種名：ＪＥＭ−９３２０ＦＩＢ）を用いて、ＴＥＭ観察用の薄膜試験片（厚み０．１μｍ、縦５μｍ、横１０μｍサイズ）を切り出して、透過電子顕微鏡（日本電子社製、機種名：ＪＥＭ−２１００Ｆ）を用いて、以下のようにＴＥＭ観察を行った。
【００５２】
ＴＥＭ観察は以下のように行われた。上述の薄膜試験片について、ＴＥＭにより、Ａｌ格子に対して、電子線を［１００］の方向より入射して、撮影倍率２０，０００倍で撮像して、５視野分のＴＥＭ像を得た。得られたＴＥＭ像において、図１に模式的に示すようにＳ’析出物を観察した。針状析出物Ｓ’は電子線の入射方向と平行方向および、入射方向と垂直面において互いに直行する２つの方向に伸びた形状で分布していた。これらのうち、入射方向と垂直面において互いに直行する形で分布している針状析出物Ｓ’（Ｓ’１）の長さを、任意の析出物３０個について計測して、その平均値を求めることによって、針状析出物Ｓ’の平均長さを計測した。また、観察される針状析出物Ｓ’のうち、入射方向と平行方向に伸びているもの（Ｓ’２：粒子状に観察される）と入射方向と垂直面において互いに直行する形で分布している針状析出物Ｓ’（Ｓ’１）の数を、５視野分で計測した合計数を計測した視野の面積で除することによって、針状析出物Ｓ’の分布密度を計測した。
【００５３】
各サンプル（合金番号１〜３０）についての耐熱性評価試験の結果および針状析出物Ｓ’の分布状態評価結果を表２に示す。
【００５４】
（実施例Ａの評価結果）
実施例１〜１５（合金番号１〜１５）の評価結果について説明する。合金番号１〜１５は、含有率が２．０質量％以上３．７質量％以下のＣｕと、含有率が１．３質量％以上２．２質量％以下のＭｇと、含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＦｅと、含有率が０．８質量％以上２．０質量％以下のＮｉと、含有率が０．３１質量％以上０．９０質量％以下のＳｉと、含有率が０．０１質量％以上０．２０質量％以下のＴｉとを含み、Ｍｎの含有率が０．１質量％未満であり、Ｃｒの含有率が０．１質量％未満であり、Ｚｒの含有率が０．１質量％未満であり、Ｓｃの含有率が０．１質量％未満であり、Ｖの含有率が０．１質量％未満であった。
【００５５】
また、合金番号１〜１５のアルミニウム合金はいずれも、針状析出物の平均長さが１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下であり、針状析出物の分布密度が、２００個／μｍ２以上であった。
【００５６】
表２に示すように、実施例１〜１５（合金番号１〜１５）は、いずれも、標準的な２６１８合金の成分に該当する比較例５（合金番号２０）の高温引張強度（２５１ＭＰａ）、破断までの繰返し数（７００，０００回）と比較して高い高温引張強度（いずれの場合も２７０ＭＰａ以上）、および、高い破断までの繰返し数（いずれも９００，０００回以上）を示した。以上から、実施例１〜１５のアルミニウム合金材は、高温強度および高温での疲労特性が、標準的な２６１８合金に比べて優れていることがわかった。
【００５７】
一方、比較例１（合金番号１６）は、Ｃｕの含有率が２．０質量％未満であった。このため、Ｃｕの固溶量が不足して、針状析出物Ｓ’の析出密度が低下して、十分な耐熱性が得られず、高温引張強度および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例２（合金番号１７）は、Ｃｕの含有率が３．７質量％超過であった。このため、Ｃｕの量が固溶限を超えてしまい、溶体化処理によって完全に固溶させることができず、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇからなる晶出物として、マトリクス中に残存したと考えられる。このような残存晶出粒子が高温疲労特性を著しく低下させ、比較例２における高温疲労試験での破断までの繰返し数が大幅に低下した。
【００５８】
比較例３（合金番号１８）は、Ｍｇの含有率が１．３質量％未満であった。このため、Ｍｇの固溶量が不足して、針状析出物Ｓ’の析出密度が低下して、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例４（合金番号１９）は、Ｍｇの含有率が２．２質量％超過であった。このため、Ｍｇの量が固溶限を超えてしまい、溶体化処理によって完全に固溶させることができず、Ａｌ、ＣｕおよびＭｇからなる晶出物としてマトリクス中に残存したと考えられる。このような残存晶出粒子が高温疲労特性を著しく低下させ、比較例４における高温疲労試験での破断までの繰返し数が大幅に低下した。
【００５９】
比較例５（合金番号２０）は、Ｓｉの含有率が０．３１質量％未満であった。合金番号２０は、２６１８合金の標準的な成分であるが、Ｓｉの含有率が少ないため、溶体化処理時に形成されるＳｉ−空孔ペア量が不十分だったと考えられる。このため、十分な耐熱性が得られず、高温引張強度および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例６（合金番号２１）は、Ｓｉの含有率が０．９０質量％超過であった。このため、溶体化処理前の状態においてＭｇと形成されるＭｇ２Ｓｉの量が多くなり過ぎ、溶体化処理時に完全に固溶することができず、マトリクス中に粗大なＭｇ２Ｓｉ粒子が残存してしまったと考えられる。この粗大粒子が高温疲労特性を著しく低下させ、比較例６における高温疲労試験での破断までの繰返し数が大幅に低下した。
【００６０】
比較例７（合金番号２２）は、Ｆｅの含有率が０．８質量％未満であって、Ｎｉの含有率が０．８質量％未満であった。このため、Ａｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子の分布密度が低く、これらの粒子により十分な分散強化が得られず、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例８（合金番号２３）は、Ｆｅの含有率が２．０質量％超過、Ｎｉの含有率が２．０質量％超過であった。このため、Ａｌ、ＦｅおよびＮｉからなる晶出粒子の一部が、溶解・鋳造時に著しく粗大化して、その後熱間加工や冷間加工を行った後の最終状態においても非常に粗大な晶出粒子（１００μｍ以上）として残存していたと考えられる。このような非常に粗大な晶出粒子が高温疲労特性を著しく低下させ、比較例８における高温疲労試験での破断までの繰返し数が大幅に低下した。
【００６１】
比較例９（合金番号２４）は、Ｔｉの含有率が０．０１質量％未満であった。このため、鋳塊組織を微細化する効果が不十分であり、鋳塊組織が粗く、結果として溶体化処理後に急冷した後の結晶粒組織が粗大であったと考えられる。このため十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例１０（合金番号２５）は、Ｔｉの含有率が０．２０質量％超過であった。このため、鋳造時にＡｌとＴｉとからなる粗大な化合物が晶出して、最終状態においても粗大晶出物として残存していたと考えられる。このような粗大な晶出物が高温疲労特性を著しく低下させ、比較例１０における高温疲労試験での破断までの繰返し数が大幅に低下した。
【００６２】
比較例１１（合金番号２６）はＭｎの含有率が０．１質量％以上であり、比較例１２（合金番号２７）はＣｒの含有率が０．１質量％以上であり、比較例１３（合金番号２８）はＺｒの含有率が０．１質量％以上であり、比較例１４（合金番号２９）はＳｃの含有率が０．１質量％以上であり、比較例１５（合金番号３０）はＶの含有率が０．１質量％以上であった。そのため、合金番号２６〜合金番号３０の合金はそれぞれ焼入れ感受性が高く、比較的小さい冷却速度（４℃／秒）で焼入れを行った場合は、焼入れ途中でＭｇとＣｕからなる安定相のＳ相が、分散粒子とマトリクスの界面で不均一核生成しやすく、結果としてＣｕとＭｇの溶質濃度が低下して、針状析出物Ｓ’の析出密度が小さくなり、十分な耐熱性が得られず、高温引張強度および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
【００６３】
（実施例Ｂ）
表１に示す合金番号１の組成に調整したアルミニウム合金について、以下の製造プロセスで、サンプルとするアルミニウム合金材を作製した。
【００６４】
まず、アルミニウム合金を溶解して、ホットトップ鋳造法によって鋳造して、φ３００ｍｍ×長さ８００ｍｍサイズの鋳塊（ビレット）を作製した。このビレットについて、表３に示される条件でそれぞれ均質化処理を行った後、一旦室温まで冷却してから、ビレットの円周方向について表皮５ｍｍを面削した。これらのビレットを４４０℃に加熱保持した後、熱間押出を行い、φ５０ｍｍのサイズの丸棒形状に押出した。その後、冷間引抜きにより冷間加工を行って、φ４０ｍｍサイズの丸棒形状とした。この状態における、この合金の固相線温度は５５０℃であった。この丸棒について、表３に示される条件でそれぞれ溶体化処理を行った後、急冷として、２５℃の水で焼入れを行った。各溶体化処理温度から１００℃までの冷却速度は、約１０℃／秒であった。その後、表３に示される条件でそれぞれ人工時効処理を行い、実施例Ａに記載した方法と同じ方法によって、耐熱性評価試験および針状析出物Ｓ’のＴＥＭ観察を行った、得られた評価結果を表４に示す。
【００６５】
【表３】
2014162958.tif 000004
【００６６】
【表４】
2014162958.tif 000005
【００６７】
（実施例Ｂの評価結果）
まず、実施例１６〜２５（条件番号１〜１０）の評価結果について説明する。実施例１６〜２５（条件番号１〜１０）は、合金番号１の成分を有し、均質化処理工程において、４７０℃以上、かつ、アルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１時間以上保持され、溶体化処理工程において、４７０℃以上、かつ、アルミニウム合金の固相線温度以下の温度で１秒間以上保持され、人工時効処理工程において、１７０℃以上２１０℃以下の温度で５時間以上保持されて製造された。
また、実施例１６〜２５のアルミニウム合金の針状析出物の平均長さは１５０ｎｍ以上２５０ｎｍ以下であり、針状析出物の分布密度が、２００個／μｍ２以上であった。
実施例１６〜２５のアルミニウム合金は、いずれも、高い高温引張強度（２７０ＭＰａ以上）および高い破断までの繰返し数（９００，０００回以上）を示し、高温強度および高温での疲労特性が優れていることがわかった。
【００６８】
一方、比較例１６（条件番号１１）は、均質化処理の温度が４７０℃未満であった。このため、凝固組織の濃度偏析を十分に解消できず、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例１７（条件番号１２）は、均質化処理の時間が１時間未満であった。このため、凝固組織の濃度偏析を十分に解消できず、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
【００６９】
比較例１８（条件番号１３）は、溶体化処理の温度が４７０℃未満であった。このため、溶体化処理によって固溶するＣｕ、ＭｇおよびＳｉ量が少ないため、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例１９（条件番号１４）は、溶体化処理の保持時間が１秒間未満であった。このため、Ｃｕ、ＭｇおよびＳｉが固溶するための時間が不十分であり、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
【００７０】
比較例２０（条件番号１５）は、人工時効処理の温度が１７０℃未満であった。このため、人工時効がほとんど進まず、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例２１（条件番号１６）は、人工時効処理の温度が２１０℃超過であった。このため、人工時効が進みすぎ、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
比較例２２（条件番号１７）は、人工時効処理の時間が５時間未満であった。このため人工時効が十分に進まず、十分な耐熱性が得られず、高温引張特性および高温疲労試験での破断までの繰返し数が小さかった。
【図１】
2014162958.tif 000006
【図２】
2014162958.tif 000007