(57)【要約】  【課題】    耐熱性、耐磨耗性及び加工性に優れるアルミニウム−ケイ素系合金を提供する。  【解決手段】      室温加工と熱処理とを組み合わせることにより、合金中の晶出物を破砕・分断する。即ち、本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系合金に低温域で冷間加工を行う段階及びその後高温域で熱処理する段階から成る２段階を少なくとも２回繰り返すことから成るＡｌ−Ｓｉ系合金の製法であって、該Ａｌ−Ｓｉ系合金の組成がＳｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種を１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種を１〜４重量％、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、並びに残余Ａｌから成り、該低温域が室温〜１００℃、該高温域が４００〜５５０℃であり、加工前の該Ａｌ−Ｓｉ系合金の破断伸びが１％以上であり、該冷間加工の累積減面積が６０％以上であるＡｌ−Ｓｉ系合金の製法である。  【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｓｉ系合金に低温域で冷間加工を行う段階及びその後高温域で熱処理する段階から成る２段階を少なくとも２回繰り返すことから成るＡｌ−Ｓｉ系合金の製法であって、該Ａｌ−Ｓｉ系合金の組成がＳｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種を１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種を１〜４重量％、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、並びに残余Ａｌから成り、該低温域が室温〜１００℃、該高温域が４００〜５５０℃であり、加工前の該Ａｌ−Ｓｉ系合金の破断伸びが１％以上であり、該冷間加工の累積減面積が６０％以上であるＡｌ−Ｓｉ系合金の製法。
【請求項２】
前記加工前のＡｌ−Ｓｉ系合金が、同組成の鋳造材に４００〜５５０℃における熱間加工を少なくとも１回行ったものである請求項１に記載の製法。
【請求項３】
前記冷間加工が押出し、圧延、鍛造又は圧造である請求項１又は２に記載の製法。
【請求項４】
Ｓｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種を１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種を１〜４重量％、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、並びに残余Ａｌから成るＡｌ−Ｓｉ系合金であって、破断伸びが４％以上であり、晶出物の円相当直径の最も小さなものと最も大きなものとの差が５倍以上であることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、耐熱性、耐磨耗性及び加工性に優れるアルミニウム−ケイ素系合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、使用温度が１８０℃程度の製品にはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の耐熱アルミニウム合金（ＪｌＳ Ａ２６１８）が多く用いられている。
しかし、一般の耐熱アルミニウム合金は、時効熱処理（たとえば１９０℃×１５時間程度）により強度を確保するタイプの合金であり、従って、この熱処理温度を越える温度領域で長時間加熱されると強度が低下するという問題がある。
また、耐磨耗性や低熱膨張率を必要とする製品にはＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金（ＪｌＳ Ａ４０３２）が多く用いられているが、耐熱性が十分ではない。
そこで、耐磨耗性、低熱膨張率、耐熱性を要する用途には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金が用いられるが、この合金はスプレーフォーミングと熱間押出し加工法との組み合わせ（非特許文献１）、あるいは、本発明者による新たな加工熱処理方法（特許文献１〜３）等により微細で均一な組織を得ることが必要である。しかしながら、使用温度は１５０℃程度の製品の場合に限られる。
より高温の用途については、Ａｌ−Ｆｅ−Ｘ系（Ｘ：Ｍｎ、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｒ）アルミニウム合金を急冷凝固させ、急冷凝固粉末と焼結固化法とを組み合わせ、又はスプレーフォーミングと熱間押出し加工法とを組み合わせて、より微細で均一な組織を得て、アルミニウム合金の特性を向上させる方法が提案されている（例えば、非特許文献２、特許文献４、５参照。）。これらの製造方法では、ガスアトマイズ法により所定の組成の急冷凝固粉末を作製し、これを焼結固化あるいはビレットにして押出し加工するため、複雑で技術的に条件設定の難しい工程が必要であり、製造コストが必然的に高くなるという問題がある。
【０００３】
【特許文献１】特許第3005673号
【特許文献２】特許第3005672号
【特許文献３】特許第3111214号
【特許文献４】特開2000-161071
【特許文献５】特開平10-26002
【非特許文献１】まてりあ 34 (1995) 736-740
【非特許文献２】軽金属 39 (1989) 147-166
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
高温においても安定な化合物を晶出する遷移金属を含有するＡｌ−Ｆｅ−Ｘ系合金は、硬質で脆性的な化合物を含有することから、鋳造法や粉末焼結法で得られるものは共に延性が乏しく、鍛造加工が困難である。そのためスプレーフォーミング（急冷凝固粉末）と熱間押出し加工法とを組み合わせて強度・延性バランスを改善しているが、均一微細分散した粒子間距離が小さく、二次加工に際して割れが発生することから、予備加工を行うことなどの対策が必要である（特許文献４）。
さらに、このＡｌ−Ｆｅ−Ｘ系合金をエンジンピストンなどへ適用する場合は、耐摩耗性に優れることや低熱膨張が要求される。このような要求を満たす場合には、Ｓｉ晶を分散させることが有効であり、高Ｓｉ濃度のアルミニウム合金が用いられるが、Ｓｉ晶は非常に脆く、Ａｌ−Ｓｉ合金は加工性に乏しくて機械的性質も十分でない。そのため、上記と同様に粉末焼結法あるいはスプレーフォーミング（急冷凝固粉末）と熱間押出し加工法との組み合わせの適用によりＳｉ粒子を均一微細分散して強度・延性バランスを改善しているが、耐磨耗性を維持するために高密度分散を図ることが必要なため粒子間距離が小さく、二次加工に際して端部に割れが発生する。
それゆえ、耐熱性と耐摩耗性の両方の特性を高めるためＳｉと遷移金属の両方を高濃度に含有するアルミニウム合金は典型的な難加工素材であり、スプレーフォーミング（急冷凝固粉末）と熱間押出し加工法との組み合わせが一部に適用されているが、コスト大である。
さらに、環境負荷低減及びエネルギー効率向上のために、部材の軽量・薄肉化が求められており、高強度化とニアネットシェイプ成形を満たす加工性付与が課題である。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者は、かかる問題を解決し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系の通常凝固アルミニウム合金を鍛造部品に適用すべく鋭意研究を進めてきた。
本発明者らは、既にＡｌ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の鋳造合金展伸材に適用する新たな加工熱処理方法を提案している（特許文献１〜３）。
即ち、アルミニウム母相と変形困難な複数種の第二相（ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物、Ｓｉ晶等）を含有する複相合金バルク材料に対し、軽圧下多パス低温加工を与え、微小クラックを金属間化合物やＳｉ晶に積極的に導入してそれぞれを破砕・分断し、回復熱処理と組み合わせて繰り返すことにより、第二相を微細化・球状化させてアルミニウム母相中に均一・高密度に微細分散させることを特徴とするアルミニウム合金の製造方法である。また、第二相を破砕・分断するにあたり、極低温加工の有効性を示している。これらの方法により硬質第二相の微細分散組織を有するアルミニウム合金は、９０％以上の冷間加工率を示すとともに、強度・延性バランスに優れている。
しかし、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系合金では、Ｆｅ及びＭｎが適度に加えられたことによってアルミニウム母相の再結晶温度が高まり、強度上昇とともに延性の低下が生じる。したがって、室温加工においてもアルミニウム母相の変形抵抗が高まり、上記の方法で示される低温加工と同様な効果が生じる一方で、低温加工における加工性の確保が困難であった。
【０００６】
本発明者は、このような問題を解決するために、冷間加工と熱処理とを組み合わせることにより、硬質第二相を破砕・分断して、耐磨耗性、耐熱性、加工性（塑性加工、鍛造等）に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。
このようにして得られる硬質第二相の微細分散組織では、冷間加工によりアルミニウム母相においてサブミクロン単位の動的回復組織が得られる（特許文献３）。
通常のＳｉ晶の微細分散を有するＡｌ−Ｓｉ二元系合金の場合、９９％冷間強加工においても動的回復組織のままであり、これを１８０℃以下の温度で熱処理を施しても再結晶組織を得ることはできない。一方、１８０℃以上では固溶Ｓｉの析出が生じるとともに、母相結晶粒の粗大化が始まる。２００℃以上では短時間急速加熱であっても母相結晶粒は粗大化により数μｍ以上となる。
しかし、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ等の置換型固溶元素、特にＦｅあるいはＭｎを総量１％以上含有すると、冷間加工において動的再結晶組織を得ることができる。また、１８０℃以上の温度でもＳｉ晶の析出が抑制されるとともに、連続再結晶粒の成長が抑制される。
そのため、本発明の方法により製造される合金では、その冷間又は温間鍛造により製造される製品は微細な結晶組織を有し、強度特性に優れる。
【０００７】
即ち、本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系合金に低温域で冷間加工を行う段階及びその後高温域で熱処理する段階から成る２段階を少なくとも２回繰り返すことから成るＡｌ−Ｓｉ系合金の製法であって、該Ａｌ−Ｓｉ系合金の組成がＳｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種を１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種を１〜４重量％、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、並びに残余Ａｌから成り、該低温域が室温〜１００℃、該高温域が４００〜５５０℃であり、加工前の該Ａｌ−Ｓｉ系合金の破断伸びが１％以上であり、該冷間加工の累積減面積が６０％以上であるＡｌ−Ｓｉ系合金の製法である。
この加工前のＡｌ−Ｓｉ系合金は、同組成の鋳造材に４００〜５５０℃における熱間加工を少なくとも１回行ったもの、又は破断伸びが４％以上であることが好ましい。
また本発明は、Ｓｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種を１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種を１〜４重量％、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、並びに残余ＡｌであるＡｌ−Ｓｉ系合金であって、破断伸びが４％以上であり、晶出物の円相当直径の最も小さなものと最も大きなものとの差が５倍以上であることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系合金である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金の組成は、Ｓｉ２〜２４重量％、Ｆｅ及びＮｉのうち少なくとも一種、好ましくはＦｅを１〜５重量％、Ｍｎ及びＣｒのうち少なくとも一種、好ましくはＭｎを１〜４重量％、並びに残余のＡｌから成る。更に、任意に、Ｃｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ及びＴｉのうち少なくとも一種を０〜２重量％、Ｃｕ及びＭｇのうち少なくとも一種を０〜５重量％、好ましくは０〜３重量％含んでもよい。これらの成分のほかに不可避不純物が含まれていてもよい。
【０００９】
Ａｌ−Ｓｉ系合金におけるＳｉ濃度は、共晶Siの晶出を得るために少なくとも２重量％以上を必要とする。さらに耐磨耗性に有効な初晶Siの晶出を得るには12重量％以上の含有量を必要とする。しかし、一般的な合金製造方法である連続鋳造や金型鋳造による凝固過程では、Si量の増大に伴い、初晶Siの粗大化と体積量の増大が生じ、熱間加工性も低下する。そのため、24重量％がSi濃度の上限となる。
【００１０】
Ｆｅ又はＮｉの適度な添加により常温強度及び高温強度が改善される。Ｆｅの添加は、凝固時の初晶金属間化合物として晶出する。また、Fe添加は金属間化合物の分散によって、アルミニウム母相の再結晶温度を上昇させる効果を有する。Ｆｅの添加量が１％未満の場合、共晶化合物となり、十分な晶出物の体積量を得られない。一方、Ａｌ−Ｓｉ合金中へのＦｅ添加量が５％以上である場合には、通常の鋳造材では加工性が悪く、急冷凝固や半凝固攪拌（超音波振動を含む）による凝固組織の微細化なしに加工を付与することが困難である。
【００１１】
Ｍｎ又はＣｒ、好ましくはＭｎを添加すると、アルミニウム母相の再結晶温度が高まり、常温強度及び高温強度を改善できる。また、クリープ強度や疲労強度を向上させることができる。Ｍｎは、上記金属間化合物中に固溶するとともに、アルミニウム母相にも固溶して、加工組織の回復や再結晶を生じにくくし、合金のクリープ強度、疲労強度を向上させるのに寄与する。そのため、Fe添加とともに、冷間加工におけるアルミニウム母相の変形抵抗を高め、粗大晶出物の破砕に対して有効に作用する。しかし、Ｍｎの添加は延性や靱性の劣化を促進することにもなるので、好ましくは４％以下とする必要がある。
適当量のＭｎ（又はＣｒ）の添加により、数１０μｍから数１００μｍ長さの針状ＡｌＳｉＦｅ系化合物を数１０μｍ径の塊状ＡｌＳｉＦｅＭｎ系化合物に形態制御することができる。粗大針状化合物の場合、熱間及びその後の室温加工工程においてそれが分断・配列する際に加工方向に配向してしまうため、デラミネーション特性に劣り、成形加工を施す際にき裂を生じる問題を有する。塊状化合物の場合、加工方向への配向は顕著でなく、鍛造加工等の成形時における品質改善を確実に行うことができる。
本発明では、Ｆｅ（又はＮｉ）＋Ｍｎ（又はＣｒ）量は好ましくは２〜８重量％、重量比Ｍｎ（又はＣｒ）／Ｆｅ（又はＮｉ）は好ましくは０．２〜２である。
【００１２】
Ce、Co、Vの添加は、金属間化合物の分散を微細化し、高温強度の上昇に効果を有する。また、Mo、Zr、Tiの添加は、金属間化合物の分散状態を均一化し、併せてアルミニウム母相の微細化を促進する。しかし、多量に添加量しても、高温強度上昇等の効果は飽和することから、添加の総量は2重量％以下である。
Cu又はMgの添加は、時効析出による常温強度及び150℃以下における強度上昇に寄与する。また、180℃以上の高温においては、析出物の固溶により析出強化の機構を失うが、固溶強化による若干の高温強度の向上と再結晶温度の上昇が得られる。このような時効析出に有効なCu/Mg単独添加量は5重量％以下である。しかし、Si、Fe及びMn等のアルミニウム母相への一部固溶によるCu/Mg固溶限の低下と、Cu/Mg化合物の微細析出によるアルミニウム母相の不均一変形の顕在化によって冷間加工性の低下が生じることから、Cu/Mg添加量の上限は好ましくは３重量％である。
【００１３】
本発明の加工を施すためには、このＡｌ−Ｓｉ系合金の破断伸びが１％以上であることを要し、好ましくは４％以上である。破断伸びはＳｉ含量が大きいほど小さくなる。破断伸びが１〜４％のものは、1回の冷間加工における減面積をあまり大きく取れないため、加工の繰り返し回数を多く取る必要がある。この破断伸びは、例えば、平行部径φ３.５ｍｍ、平行部長さ２５ｍｍの丸棒試験片を、室温にてクロスヘッド変位速度０.０５〜５００ｍｍ／minで測定したものをいう。
Ａｌ−Ｓｉ系合金の破断伸びが１％以上のものは、例えば、連続鋳造材または金型鋳造材に熱間押出し、熱間圧延、熱間鍛造等の熱間加工を少なくとも１回施すことにより得ることができる。
この熱間加工は４００〜５５０℃で行うことが好ましい。４００℃以下では、材料の再結晶が十分に起こらず、延性も小さい。材料の均質化と室温加工のための加工性を付与し、変形抵抗を小さくするためには、４００℃以上に加熱することが好ましい。一方、５５０℃以上では、共晶温度までの温度差が５０℃以下であり、加工発熱による材料表面の部分溶融が生じる危険があり、熱間押出し加工では焼き付きを生じる危険がある。
一般的に押出し材あるいは圧延材と呼称されているもの、または鋳造材に同様な処理を施したものを用いることができる。
【００１４】
本発明の方法においては、このようなＡｌ−Ｓｉ系合金に、室温〜１００℃の低温域で冷間加工を行う段階及びその後この合金を４００〜５５０℃の高温域に保持する段階から成る２段階を少なくとも２回繰り返す。
冷間加工とは、例えば、押出し、圧延、鍛造（鍛伸、スエージングなど）、圧造等の加工をいう。冷間加工は室温〜１００℃、好ましくは室温で行う。
この冷間加工の全段階の加工後の累積減面積は６０％以上、又はこれと同等の効果を生じるものである必要がある。
このような冷間加工を行った合金を４００〜５５０℃に保持して熱処理を行う。保持時間は10分〜１時間程度が適当である。
この繰り返し工程は、冷間加工又は熱処理のいずれで終わってもよい。冷間加工仕上がりのものを加工材、一方、熱処理仕上がりのものを溶体化処理材あるいは焼鈍し材という。後者は軟質で、その後の鍛造加工などに際しては好ましいといえる。
このような冷間加工と熱処理を繰り返すことにより、微小クラックを金属間化合物やＳｉ晶に積極的に導入してそれぞれを破砕・分断し、アルミニウム母相を熱処理により回復するとともに、微細化した粒子を球状化させてアルミニウム母相中に均一・高密度に分散させる効果がある。このようなアルミニウム合金においては、晶出物が破砕・分散により適当な大きさとなり、鍛造加工に必要な延性が改善されるので、冷間あるいは温間鍛造加工が可能となり、強度と延性のバランスが優れる。
【００１５】
このようにして得られたＡｌ−Ｓｉ系合金は、ＡｌＳｉＦｅＭｎ、ＡｌＳｉＦｅＭｎＣｕ、初晶Ｓｉのような晶出物が微細化し(数μｍ〜数10μｍ)、ほぼ均一に分散する。そのため、耐磨耗性がよく、塑性加工に耐えることができる。このことは破断伸びが優れていることから理解される。この破断伸びは、後述の実施例で示すように、Ｓｉ含量が大きいほど小さくなるが、例えば、４％以上である。この破断伸びは、例えば、平行部径φ３.５ｍｍ、平行部長さ２５ｍｍの丸棒試験片を、室温にてクロスヘッド変位速度０.０５〜５００ｍｍ／minで測定したものをいう。
【００１６】
また、本発明の方法により得られたＡｌ−Ｓｉ系合金における晶出物の形状は、同様な目的で行われるスプレーフォーミング（特許文献４等）により得られたＡｌ−Ｓｉ系合金と顕著に異なる。即ち、スプレーフォーミングによれば、その晶出物は概ね径が１〜３μｍ程度の球状であり、その径もほぼそろっている（時實，佐野，渋江，大久保：スプレーフォーミングにより製造したAl-Si系合金の組織と機械的性質，粉末および粉末冶金，41 (1994), 927-932）のに対し、本発明の方法によれば、晶出物の形状は、棒状、塊状、球状と多様であり、一定範囲（例えば、合金表面の５０〜２００μｍ四方）でこれら晶出物を観察すれば、晶出物の円相当直径（例えば、球状の場合には粒径、棒状の場合には長軸長さをいう。）の最も小さなものと最も大きなものとの差が５倍以上であるといった特徴を示す。
以下、実施例にて本発明を例証するが本発明を限定することを意図するものではない。
【実施例１】
【００１７】
Ｓｉ：７重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｍｎ：２重量％含むＡｌ合金（以下「７Ｓｉ」という。）を銅金型(φ４０)に鋳造し鋳造材を得た（以下、本実施例中でこの鋳造材を「ＡＣ」という。）。
このＡＣを５２０℃に加熱後、熱間スエージング加工(約５％減面率／回、８パス)と再加熱(５２０℃-６００s／回)を繰り返して行い、約φ２１mmに成形した（以下、本実施例中でこの熱間加工材を「ＨＷ」という。）。スエージング加工は、丸棒をスエージング加工機に挿入し、ダイスの打撃によって減面加工し、更にダイス間隔の調整あるいはダイスの交換を行い、より小径の棒材に加工する。累積減面率は約７０％であった。
続いて、このＨＷを冷間スエージング加工(約１０％減面率／回)と中間熱処理（５００℃−１.８ks、水冷）を７回繰り返して約φ１１mmに成形した（以下、本実施例中でこの加工熱処理材を「ＲＴＭＴ」という。）。冷間加工の累積減面率は約７０％であった。
【００１８】
図1に７Ｓｉ合金ＡＣ材の光学顕微鏡組織写真を示す。Ｘ線回折及び示差熱分析、ＳＥＭ−ＥＤＳ解析による相同定と組織形態の解析を行った結果、７Ｓｉ合金には共晶Ｓｉ(eutectic Si)と初晶ＡｌＳｉＦｅＭｎ系化合物が存在し、共晶Ｓｉは針状、化合物は粗大塊状(数１０μｍ〜１００μｍ)であることがわかった。
スエージング加工を施した７Ｓｉ合金ＨＷ材の破砕・分断は顕著であり、分散粒子の大きさは数μｍから１０数μｍ径となっている。
このＳｉ濃度が１１％以下のアルミニウム合金は初晶Ｓｉを含有しないため、熱間加工性が比較的良好であるので、静水圧的加工である押出し法に限らず、鍛造あるいは圧延法などにより、晶出物の積極的な破砕・分断を行なうことができる。
【００１９】
図２及び図３に７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の走査電子顕微鏡による組織写真（２次電子像）を示す。
冷間スエージング加工と中間熱処理を繰り返したことによってＳｉ晶及び化合物に割れが生じ、さらに基地の塑性流動によってそれらが分断することにより、化合物が数１０μｍ径以下の大きさに微細分散されている。
特に表面近傍では数μｍ径以下の大きさであり（図２）、これはＲＴＭＴ材の鍛造加工等への適用において優れた成形性をもたらす。
中心部は、鋳造材の冷却速度が小さいこと、熱間加工及び室温加工ともスエージング加工法を適用したことにより加工ひずみが小さいことから、約１０μｍ径の初晶化合物が残留している（図３）。
【００２０】
７Ｓｉ合金の各素材について、クロスヘッド変位制御引張試験を室温（大気中）と１８０℃（オイルバス中）で行った。
引張試験は、平行部径φ３.５ｍｍ、平行部長さ２５ｍｍの丸棒試験片を用い、インストロン型引張試験機によって、クロスヘッド変位速度一定のもと、０.０５から５００ｍｍ／minの範囲で異なる変位速度で実験を行った。
表１に７Ｓｉ合金の引張特性を示す。
【００２１】
【表１】
2005139520.tif 000002
【００２２】
ＲＴＭＴ材では延性の改善が顕著である。２０℃で１８％、１８０℃で３６％の破断伸びを示し、ＡＣ材のそれと比較して１０倍以上である。
ＡＣ材は、第２相に容易に割れが生じて伝播することから、早期破断を呈し、延性が乏しい。そのため、冷間（０℃〜１００℃）及び温間（１００℃〜４００℃）での加工性をほとんど有しない。一方、ＲＴＭＴ材の破面にはディンプルが観察され、延性破壊様相を呈する。
【００２３】
図４及び図５に７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の２０℃及び１８０℃における真応力−真ひずみ曲線を示す。これは、二次加工における変形抵抗の指標を与える。
２０℃（２９３Ｋ、図４）では変形応力に対する高ひずみ速度の影響（加工硬化率の増加）はほとんどなく、高ひずみ速度による鍛造加工などにおいても十分な塑性変形能と低い変形抵抗を有する。即ち、冷間成形性が高いことを示す。
１８０℃（４５３Ｋ、図５）では、温度上昇による強度低下が起こるが、ひずみ速度が大であると加工硬化率が高まり、変形抵抗の上昇をもたらす。しかし、均一伸びに変化は無く、十分な塑性変形能を有している。加工硬化による変形抵抗の上昇は、温度上昇による変形抵抗の低下よりも小さく、十分に低い変形抵抗である。したがって、温間成形性も高く、二次加工後の加工硬化組織を維持して、強度が上昇している。
【実施例２】
【００２４】
Ｓｉ：１４重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｍｎ：２重量％、Ｃｕ：２重量％、Ｚｒ：０．５重量％含むＡｌ合金（以下「１４Ｓｉ」という。）及びＳｉ：１７重量％、Ｆｅ：２重量％、Ｍｎ：２重量％、Ｃｕ：２重量％、Ｚｒ：０．５重量％含むＡｌ合金（以下「１７Ｓｉ」という。）を銅金型(φ４０)に鋳造し鋳造材を得た（以下、本実施例中でこの鋳造材を「ＡＣ」という。）。
この１２％Ｓｉ以上のアルミニウム合金は初晶Ｓｉを含有するため、冷間加工性が非常に乏しく、通常の鋳造材には熱間温度域においても自由鍛造加工等の適用が困難であるため、熱間押出し加工を施した。
１４Ｓｉ合金及び１７Ｓｉ合金ＡＣ材を５００℃に加熱した状態でφ２０mmに押出し加工を施した（押出し比３.４５）。その押出加工比は大きくとるほどよく、少なくとも２．０以上確保することが望ましい。２以下の押出加工比では、その後の冷間加工時に割れを生じることがあり、好ましくないからである。
次に、実施例１と同様の工程で、冷間スエージング加工(約１０％減面率／回)と中間熱処理（５００℃−１.８ks、水冷）を７回繰り返して約φ１１mmに成形した（以下、本実施例中でこの加工熱処理材を「ＲＴＭＴ」という。）。目視できる傷の生成無しに加工を施すことができた。冷間加工の累積減面率は約７０％であった。
【００２５】
図６にＡＣ材の光学顕微鏡組織写真を示す。Ｘ線回折及び示差熱分析、ＳＥＭ−ＥＤＳ解析を行った結果、１４Ｓｉ及び１７Ｓｉには共晶Ｓｉ(eutectic Si)、初晶Ｓｉ(primary Si)、ＡｌＳｉＦｅＭｎＣｕ系化合物が観察された。共晶Ｓｉは針状であり、初晶Ｓｉ及び金属間化合物は粗大塊状(数１０μｍ〜数１００μｍ)であった。
図７及び図８にＲＴＭＴ材の走査電子顕微鏡による組織写真（２次電子像）を示す。
冷間スエージング加工と中間熱処理を繰り返したことによって、Ｓｉ晶及び化合物に割れが生じ、さらに基地の塑性流動によってそれらが分断されている。約１０μｍ径の大きさのＳｉ晶及び化合物が、表面及び中心部ともに分散している。
【００２６】
表２に１４Ｓｉ合金及び１７Ｓｉ合金の引張特性をまとめる。試験温度は２０℃であり、クロスヘッド速度は０.５ｍｍ／minである。
【表２】
2005139520.tif 000003
【００２７】
ＨＷ材の引張特性は改善され、ＲＴＭＴ法の適用が可能であることがわかる。ＡＣ材組織と比較すると、粗大な初晶Ｓｉ及びＡｌＳｉＦｅＭｎＣｕ系化合物が加工方向に対して垂直に分断されている。
高Ｓｉ濃度の１４Ｓｉ及び１７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の伸びは約５％の値であり、鍛造成形が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００２８】
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は、晶出物が微細化・分散され、鍛造品の開発に必要な加工性を付与することが可能となった。更に本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は、軽量で、耐摩耗性に優れ、低熱膨張であり、さらに、耐熱性と成形性とが付与され、高付加価値化素材として安価に提供されうる。
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は、鋳造素材から鍛造品を低コストで製造し、各種機械部品の性能を向上させることを可能にする。二次地金の利用が可能なことから、アルミニウム合金のリサイクル過程において問題となるＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ（除去困難な元素）の有効利用と二次合金の展伸材への適用をもたらす高付加価値付与カスケード型リサイクルが可能になる。
本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金の製法は、鋳造材及び二次地金に適用可能であり、現在の工業設備における製造ラインを用いて製造及び量産が可能である。
また、本発明のＡｌ−Ｓｉ系合金は、遷移金属からなる化合物及びＳｉ晶による分散強化合金であるので、従来の時効析出強化型の合金のような、熱処理により強度を確保するような合金とは異なり、２００℃を超える温度領域でも急激な強度低下はなく、高温強度特性が向上する。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】７Ｓｉ合金ＡＣ材の横断面組織の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図２】７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の縦断面組織（表面から１／４深さの位置）の光学顕微鏡写真を示す図である。ＲＤは加工方向を示す。
【図３】７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の横断面組織（中心部位置）の光学顕微鏡写真を示す図である。
【図４】７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の２９３Ｋにおける引張り変形挙動に及ぼすひずみ速度の影響を示す図である。
【図５】７Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の４５３Ｋにおける引張り変形挙動に及ぼすひずみ速度の影響を示す図である。
【図６】１４Ｓｉ合金ＡＣ材の横断面組織（光学顕微鏡）を示す図である。
【図７】１４Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の縦断面組織（表面近傍位置）を示す図である。
【図８】１４Ｓｉ合金ＲＴＭＴ材の縦断面組織（中心部位置）を示す図である。
【図４】
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【図５】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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