(57)【要約】【課題】高温において高い強度と伸びとを示すアルミニウム合金、押出し材、機械構造部品および押出し材の成形方法を提供する。【解決手段】アルミニウム合金は、６質量％以上９．５質量％以下の鉄と、１質量％以上６質量％以下の銅と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含むものである。【選択図】        図７
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
６質量％以上９．５質量％以下の鉄と、１質量％以上６質量％以下の銅と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含む、アルミニウム合金。
【請求項２】
０．３質量％以上４質量％以下のマンガンをさらに含む、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
温度４００℃における伸びが４０％以上であり、温度２５０℃における耐力が２５０ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
アルミニウムを主成分とし、前記マグネシウムが固溶されたマトリクスと、前記マトリクス中に析出した金属間化合物とから形成されている、請求項１から３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
前記金属間化合物は、アルミニウム、前記鉄、前記銅および前記マグネシウムの少なくとも二種以上が化合したＡｌ２３ＣｕＦｅ４、Ａｌ６Ｆｅ、ＡｌＣｕＭｇおよびＡｌ３Ｆｅからなる群より選ばれた少なくとも一種を含み、アルミニウム合金に対する前記Ａｌ３Ｆｅの含有量は、０を超え１質量％以下である、請求項４に記載のアルミニウム合金。
【請求項６】
前記金属間化合物の最大結晶粒径は１．５μｍ未満であり、析出した前記金属間化合物のうち粒径の小さい方から５０％までの前記金属間化合物の平均結晶粒径は０．５μｍ未満である、請求項４または５に記載のアルミニウム合金。
【請求項７】
請求項１から６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金からなる押出し材であって、高速押出し用、据え込み加工用および鍛造用の少なくともいずれかに用いられる、押出し材。
【請求項８】
請求項７に記載の押出し材を用いて形成された機械構造部品。
【請求項９】
６質量％以上９．５質量％以下の鉄と、１質量％以上６質量％以下の銅と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含むアルミニウム合金からなる押出し材を準備する工程と、
前記押出し材を温度４００℃以上で押出し成形する工程とを備える、押出し材の成形方法。
【請求項１０】
前記アルミニウム合金は、０．３質量％以上４質量％以下のマンガンをさらに含む、請求項９に記載の押出し材の成形方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、一般的には、アルミニウム合金、押出し材、機械構造部品および押出し材の成形方法に関し、より特定的には、高温で塑性加工されるアルミニウム合金、押出し材、機械構造部品および押出し材の成形方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、１５０℃以下の温度において優れた強度を備える熱処理型合金であることが良く知られている。代表的なＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金としては、ＪＩＳ規格２０２４が挙げられ、４．４質量％の銅と、１．５質量％のマグネシウムとを含んでいる。Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、室温から１５０℃程度の温度範囲において優れた強度特性を示す。一方、鉄を多量に含む急冷凝固粉末Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金は、高温において優れた強度特性を示し、８質量％の割合で鉄を含むＡｌ−８Ｆｅ合金などが知られている。
【０００３】
このようなアルミニウム合金は、たとえば、特開平３−２５３５３６号公報（特許文献１）に開示されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平３−２５３５３６号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、室温から１５０℃程度の温度範囲では優れた強度特性を示すものの、２００℃を超える温度では強度が著しく低下する。一方、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金においては、２００℃を超える温度では優れた強度を示すものの、１５０℃以下の温度では、上述のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金の強度に及ばない。
【０００６】
また、これらのアルミニウム合金からなる押出し材を用いて機械構造部品を成形する場合、４００℃から５００℃程度の温度下で押出し成形や据え込み成形を行なう。しかし、Ａｌ−８Ｆｅ合金等の耐熱性アルミニウム合金の伸びは、高温における高強度ゆえに成形が行なわれる高温度下において２０％以下程度の値しか示さない。このため、成形時の押出し速度を大きくすると成形品の表面にクラックが生じ、機械構造部品の生産効率を向上させることが困難であった。
【０００７】
この発明の目的は、上記の課題を解決することであり、高温において高い強度と伸びとを示すアルミニウム合金、押出し材、機械構造部品および押出し材の成形方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
この発明に従ったアルミニウム合金は、６質量％以上９．５質量％以下の鉄と、１質量％以上６質量％以下の銅と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含むアルミニウム合金である。
【０００９】
発明者等は、このようなＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金とＡｌ−Ｆｅ系アルミニウム合金との金属組成を併せ持つアルミニウム合金によって、室温から２５０℃程度までの温度において高い強度と、４００℃以上の温度で高い伸びとを示す特性が得られることを知見した。また、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金自体は、熱処理型のアルミニウム合金であるが、本発明によるアルミニウム合金によれば、時効処理のための熱処理を行なうことなく、上述の特性が得られることを知見した。
【００１０】
より好ましくは、アルミニウム合金は、７質量％以上８．５質量％以下の鉄と、３．５質量％以上４．５質量％以下の銅と、１質量％以上２質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含むアルミニウム合金である。
【００１１】
また好ましくは、アルミニウム合金は、０．３質量％以上４質量％以下のマンガンをさらに含む。このように構成されたアルミニウム合金によれば、アルミニウム合金の硬度を向上させることができる。マンガンの割合が０．３質量％未満である場合、アルミニウム合金の硬度を十分に向上させることができない。また、マンガンの割合が４質量％を超える場合、アルミニウム合金の硬度が高くなりすぎて被削性が著しく低下してしまう。このように所定の割合でマンガンを加えることによって、自由に硬度を向上させることができ、たとえば、本発明によるアルミニウム合金をシリンダーライナーの材料として使用した場合に、シリンダーライナーの表面から突出した状態の硬質粒子がピストンリングに接触してマトリクスに沈み込む量を少なくすることができる。
【００１２】
より好ましくは、アルミニウム合金は、７質量％以上８．５質量％以下の鉄と、３．５質量％以上４．５質量％以下の銅と、１質量％以上２質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含み、２質量％以上３質量％以下のマンガンをさらに含む。
【００１３】
また好ましくは、アルミニウム合金は、温度４００℃における伸びが４０％以上であり、温度２５０℃における耐力が２５０ＭＰａ以上である。本発明によるアルミニウム合金によれば、このような高温において高い強度と伸びとを実現することができる。
【００１４】
また好ましくは、アルミニウム合金は、アルミニウムを主成分とし、マグネシウムが固溶されたマトリクスと、マトリクス中に析出した金属間化合物とから形成されている。
【００１５】
このように構成されたアルミニウム合金によれば、マトリクス中に析出した金属間化合物は、高い強度を有するとともに、高温下においても安定して存在する。これにより、アルミニウム合金の強度は、高い温度条件下にあっても維持される。
【００１６】
また、マグネシウムは、マトリクスの転位のひずみ場に沿った濃度分布となるようにアルミニウムを主成分とするマトリクスに固溶している。このマグネシウムは、高温においてマトリクス中で拡散しやすい。このため、高温下においてアルミニウム合金を塑性変形させると、マトリクスの転位の移動とともにマグネシウムも移動する。
【００１７】
このとき、アルミニウム合金の塑性変形の速度が小さい場合は、マトリクスの転位とマグネシウムとは同じ速度で移動することが可能である。しかし、アルミニウム合金の塑性変形の速度を徐々に上げていくと、マグネシウムが移動できる速度がマトリクスの転位が移動する速度よりも遅くなる。このため、アルミニウム合金を高速で塑性変形させた場合に、マグネシウムに起因した抵抗が発生し、アルミニウム合金の伸びを向上させることができる。つまり、マグネシウムがマトリクスに固溶していることによってひずみ速度感受性が向上し、これによりアルミニウム合金の伸びを向上させることができる。
【００１８】
また好ましくは、金属間化合物は、アルミニウム、鉄、銅およびマグネシウムの少なくとも二種以上が化合したＡｌ２３ＣｕＦｅ４、Ａｌ６Ｆｅ、ＡｌＣｕＭｇおよびＡｌ３Ｆｅからなる群より選ばれた少なくとも一種を含む。アルミニウムに多量のＦｅを添加しているにもかかわらず、アルミニウム合金に対する通常の安定相であるＡｌ３Ｆｅの含有量は、０を超え１質量％以下である。このように構成されたアルミニウム合金によれば、これらの金属が化合してなる金属間化合物は、高い強度を有するとともに、高温下においても安定して存在している。このため、アルミニウム合金の強度は、高い温度条件下にあっても維持される。また、本発明によるアルミニウム合金では、他のアルミニウム−鉄系合金では一般的に割合を多くして存在するＡｌ３Ｆｅの含有量が０を超え１質量％以下と低い値となっていることが特徴である。
【００１９】
また好ましくは、金属間化合物の最大結晶粒径は１．５μｍ未満である。析出した金属間化合物のうち粒径の小さい方から５０％までの金属間化合物の平均結晶粒径は０．５μｍ未満である。本発明によるアルミニウム合金では、結晶が比較的小さく形成された金属間化合物と、結晶が比較的大きく形成された金属間化合物とが混在する形態で金属間化合物が析出している。
【００２０】
本発明に従った押出し材は、上述のいずれかに記載のアルミニウム合金からなる押出し材である。この押出し材は、高速押出し用、据え込み加工用および鍛造用の少なくともいずれかに用いられる。このように構成された押出し材は、高温において高い強度と伸びとを示すアルミニウム合金からなる。このため、高温下で行なわれる押出し材の押出し加工において、押出し速度を向上させて加工を行なうことができる。また、材料を軸方向に圧縮する据え込み加工や一般的な鍛造においてこの押出し材を用いた場合には、高温で塑性変形を加えることによって、亀裂を発生させることなく大歪量を付加することが可能である。
【００２１】
本発明に従った機械構造部品は、上述の押出し材を用いて形成された機械構造部品である。このように構成された機械構造部品は、室温から２５０℃程度までの温度において高い強度と、４００℃以上の温度において高い伸びとを示す押出し材から形成されている。このため、押出し材の押出し速度を上げることによって、機械構造部品が効率良く生産される。また、機械構造部品が高温に晒される環境下で使用される場合であっても、所望の機能を発揮させることができる。このような機械構造部品としては、たとえば、産業ロボット等の関節に用いられる減速ギヤ装置や、内燃機関に用いられるスリーブなどが挙げられる。
【００２２】
この発明に従った押出し材の成形方法は、６質量％以上９．５質量％以下の鉄と、１質量％以上６質量％以下の銅と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウムと、０を超え１質量％未満のシリコンとを含むアルミニウム合金からなる押出し材を準備する工程と、押出し材を温度４００℃以上で押出し成形する工程とを備える。
【００２３】
このように構成された押出し材の成形方法によれば、押出し成形する押出し材は、高温において高い強度と伸びとを示すアルミニウム合金から形成されている。このため、押出し材を押出し成形する工程において、押出し材の押出し速度を向上させることができる。これにより、押出し材を押出し成形して得られる成形体の生産効率を大幅に向上させることができる。
【００２４】
また好ましくは、アルミニウム合金は、０．３質量％以上４質量％以下のマンガンをさらに含む。このように構成された押出し材の成形方法によれば、アルミニウム合金の硬度を向上させることができる。このようなアルミニウム合金からなる押出し材を押出し加工することによって、高い硬度を有する成形体を得ることができる。
【００２５】
【発明の実施の形態】
この発明の実施の形態について、本発明を具体化したアルミニウム合金の実施例を用いて、図面を参照しながら説明する。
【００２６】
６質量％以上９．５質量％以下の鉄（Ｆｅ）と、１質量％以上６質量％以下の銅（Ｃｕ）と、０．３質量％以上３質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０を超え１質量％未満のシリコン（Ｓｉ）とを含むアルミニウム合金として、８質量％の鉄と、４質量％の銅と、１．５質量％のマグネシウムと、不可避的に存在する微量のシリコンとを含み、残部がアルミニウムと不可避不純物であるサンプル１のアルミニウム合金を準備した。サンプル１のアルミニウム合金は、０．３質量％以上４質量％以下のマンガン（Ｍｎ）を含んでいても良い。
【００２７】
次に、走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用いて、サンプル１のアルミニウム合金の表面観察を行なった。
【００２８】
図１は、この発明の実施例におけるサンプル１のアルミニウム合金を示すＳＥＭ写真（２次電子像）である。図２は、図１に示すアルミニウム合金のＳＥＭ写真（反射電子像）である。図３は、図１および図２のＳＥＭ写真の一部を線図にして表わした図である。
【００２９】
図１から図３を参照して、サンプル１のアルミニウム合金は、マトリクス１０と、マトリクス１０中に析出した複数の金属間化合物２０とから構成されていることを確認できた。
【００３０】
金属間化合物２０の各々の粒径を測定すると、金属間化合物２０は、０．２μｍから０．７μｍ程度の範囲に分布する粒径のものと、１．０μｍよりも大きい粒径のものとの大きく２種類に分類された。測定の結果、金属間化合物２０の最大結晶粒径は１．５μｍ未満であり、金属間化合物２０のうち粒径の小さい方から５０％までの金属間化合物２０の平均結晶粒径は０．５μｍ未満であることを確認できた。
【００３１】
次に、走査型電子顕微鏡を用いてサンプル１のアルミニウム合金の定性分析を行なった。この際、図３中のマトリクス１０および金属間化合物２０のそれぞれについて定性分析を行なった。図４は、図３中のマトリクスの定性分析結果を示すグラフである。図５は、図３中の金属間化合物の定性分析結果を示すグラフである。
【００３２】
図４を参照して、アルミニウムの存在を示すピークと、マグネシウムの存在を示すピークとが形成されることを読んで取れた。この結果から、図３中のマトリクス１０には、主成分であるアルミニウムと、マトリクス１０中に固溶したマグネシウムとが存在することを確認できた。
【００３３】
図５を参照して、アルミニウム、鉄、銅およびマグネシウムの存在を示すピークが形成されることを読んで取れた。この結果から、図３中の金属間化合物２０は、アルミニウム、鉄、銅およびマグネシウムの少なくとも二種以上が化合して形成されていることを確認できた。
【００３４】
続いて、サンプル１のアルミニウム合金についてさらに詳細な分析を行なうために、ＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ  ｄｉｆｆｒａｃｔｏｍｅｔｅｒ）を用いた測定を行なった。この測定の結果、アルミニウムおよびα−Ａｌ２Ｏ３の回折線が検出された。また、マトリクス１０中に析出した金属間化合物２０については、Ａｌ２３ＣｕＦｅ４、Ａｌ６ＦｅおよびＡｌＣｕＭｇの回折線が検出された。しかし、Ａｌ３Ｆｅの回折線についてはほとんど認めることができなかった。この結果から、金属間化合物２０は、Ａｌ２３ＣｕＦｅ４、Ａｌ６Ｆｅ、ＡｌＣｕＭｇおよびＡｌ３Ｆｅからなる群より選ばれた少なくとも一種を含み、アルミニウム合金に対するＡｌ３Ｆｅの含有量は、０を超え１質量％以下であることを確認できた。
【００３５】
本発明に従ったサンプル１のアルミニウム合金とは別に、本発明の比較品としてのサンプル２および３のアルミニウム合金を準備した。サンプル２のアルミニウム合金は、１７質量％のシリコンと、５質量％の鉄と、３質量％の銅と、１．５質量％のマグネシウムとを含み、残部がアルミニウムと不可避不純物から構成されている。サンプル３のアルミニウム合金は、８質量％の鉄を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物から構成されている。
【００３６】
続いて、サンプル１から３のアルミニウム合金の引張り強さおよび破断伸びを測定するための引張り試験を温度条件を変化させて行なった。これにより、サンプル１から３のアルミニウム合金の引張り強さおよび破断伸びが、温度条件によってどのように変化するかを調べた。図６は、サンプル１から３のアルミニウム合金の引張り強さと温度との関係を示すグラフである。
【００３７】
図６を参照して、比較品であるサンプル２のアルミニウム合金では、室温から１５０℃付近の温度までは、４００ＭＰａ以上の引張り強さを維持することができたが、１５０℃を超えると引張り強さが急激に低下する結果となった。また、比較品であるサンプル３のアルミニウム合金では、室温から２００℃付近の温度までは、３５０ＭＰａ程度の引張り強さを維持することができたが、２００℃付近から引張り強さが低下し始め、２５０℃の温度では引張り強さが２８０ＭＰａ程度となった。
【００３８】
これに対して、本発明の実施品であるサンプル１のアルミニウム合金では、室温から２００℃付近の温度までの間で、５００ＭＰａ以上の引張り強さを得ることができた。また、２００℃付近から引張り強さが低下するものの、温度２５０℃においても３５０ＭＰａ程度の引張り強さを維持することができた。サンプル１から３のアルミニウム合金の結果を比較した場合に、室温から２５０℃までの温度範囲において、サンプル１のアルミニウム合金は、サンプル２および３のアルミニウム合金よりも大きい引張り強さを備えることを確認できた。
【００３９】
図７は、サンプル１から３のアルミニウム合金の破断伸びと温度との関係を示すグラフである。図７を参照して、比較品であるサンプル２のアルミニウム合金では、室温から２００℃付近の温度までの間で、数％の破断伸びしか示さなかった。２００℃を超えると徐々に破断伸びは増加したが、４００℃における破断伸びが８％となる程度の増加率であった。また、比較品であるサンプル３のアルミニウム合金では、温度の変化にかかわらず、破断伸びが１５％程度となった。
【００４０】
これに対して、本発明の実施品であるサンプル１のアルミニウム合金では、室温から２００℃付近の温度では、破断伸びが１０％以下の値を示すものの、２００℃を超えると破断伸びが急激に増加する結果となった。そして、４００℃の温度では、破断伸びが４０％以上にもなることを確認できた。
【００４１】
続いて、本発明であるアルミニウム合金の別の実施例について説明を行なう。まず、４２（ｍｅｓｈ）の大気アトマイズ粉末をφ８５×５０ｍｍの大きさに成形することによって、組成の異なる実施例１から１３のアルミニウム合金と、比較例１から４のアルミニウム合金とを準備した。この際、成形圧を４×１０３（ｋｇｆ／ｃｍ２）とした。
【００４２】
次に、窒素気流中の電気炉にアルミニウム合金を投入し、４８０℃の温度で４０分間保持した。この際、誘電加熱法を用いて、アルミニウム合金を４９０℃まで上昇する温度下で４分間保持しても良い。加熱されたアルミニウム合金をφ２０ｍｍの大きさに押出し成形し、さらに、評点がφ３×５ｍｍの引張り試験片を切り出した。
【００４３】
引張り試験片が所定の温度に達してから１５分経過した後、引張り試験を行なうことによって、温度２５０℃におけるアルミニウム合金の引張り強さと、温度４００℃におけるアルミニウム合金の破断伸びとを調べた。表１に、アルミニウム合金の組成、引張り強さおよび破断伸びを、各実施例および各比較例ごとに示した。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
表１を参照して、鉄の含有量が６質量％未満である比較例１のアルミニウム合金では、引張り強さが２５０ＭＰａ未満の値となった。また、鉄の含有量が９．５質量％を超える比較例２のアルミニウム合金、シリコンの含有量が１質量％以上の比較例３のアルミニウム合金、ならびに銅およびマグネシウムを含まない比較例４のアルミニウム合金では、破断伸びが４０％未満の値となった。
【００４６】
これに対して、本発明の実施品である実施例１から１３のアルミニウム合金では、引張り強さおよび破断伸びとも所定値以上を示すことを確認できた。
【００４７】
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【００４８】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明に従えば、高温において高い強度と伸びとを示すアルミニウム合金、押出し材、機械構造部品および押出し材の成形方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の実施例におけるサンプル１のアルミニウム合金を示すＳＥＭ写真（２次電子像）である。
【図２】図１に示すアルミニウム合金のＳＥＭ写真（反射電子像）である。
【図３】図１および図２のＳＥＭ写真の一部を線図にして表わした図である。
【図４】図３中のマトリクスの定性分析結果を示すグラフである。
【図５】図３中の金属間化合物の定性分析結果を示すグラフである。
【図６】サンプル１から３のアルミニウム合金の引張り強さと温度との関係を示すグラフである。
【図７】サンプル１から３のアルミニウム合金の破断伸びと温度との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１０  マトリクス、２０  金属間化合物。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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