(57)【要約】【課題】共晶Ｓｉを微細化でき、初晶Ｓｉの発生を抑え、有害な金属間化合物の発生を抑え、α晶のＤＡＳを小さくでき、マクロ結晶粒が全面微細粒状化したアルミニウム合金を提供する。【解決手段】Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％、Ｂを０．０１０質量％〜０．０２０質量％含み、かつ、Ｔｉを（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となる質量％含むとともに、初晶Ｓｉが最大５０μｍ以下で、共晶Ｓｉが平均１０μｍ以下で、アルミニウムα晶のＤＡＳが１５μｍ以下であるアルミニウム合金。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％、Ｂを０．０１０質量％〜０．０２０質量％含み、かつ、Ｔｉを（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となる質量％含むとともに、初晶Ｓｉが最大５０μｍ以下で、共晶Ｓｉが平均１０μｍ以下で、アルミニウムα晶のＤＡＳが１５μｍ以下であるアルミニウム合金。
【請求項２】
断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶である請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含む請求項１から請求項３の何れか１項に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内である請求項１から請求項４の何れか１項に記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金棒。
【請求項６】
少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行う鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
【請求項７】
直接冷却式鋳造装置で鋳造することを特徴とする請求項６に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
【請求項８】
冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造することを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
【請求項９】
請求項６から請求項８の何れか１項に記載された鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造された鋳塊を鍛造用素材として用いて製造した鍛造成形品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性の要求される製品に用いるアルミニウム合金及びそれを用いた鍛造成形品に関するもので、特に、エンジン、コンプレッサ等の自動車部品或いは磁気テープ等のガイド等の摺動部材に多用されているアルミニウム合金、アルミニウム合金棒、鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法及び鍛造成形品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
エンジンピストン、コンプレッサーピストン等の自動車用摺動部品、或いは、磁気テープのガイド等の電気器具用摺動部材としては、軽量化の要求からアルミニウム合金が使用されている。そして、自動車用摺動部品、或いは、電気器具用摺動部材は、特に、摺動時の耐摩耗性が必要であり、熱膨張の少ないことが必要であるため、共晶Ｓｉを晶出させ、これに耐摩耗性を持たせた共晶系Ａｌ−Ｓｉ系合金が比較的多く使用されている。
【０００３】
近年、それら部品の高性能化、高品質化の要求が高まるに連れ、高強度を狙った元素を添加したＡｌ−Ｓｉ系合金が各種提案されている。現在最も大量に使用されているのは、溶体化熱処理によってＭｇ2Ｓｉ、ＣｕＡｌ2等の析出効果を狙ったＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇを基本とする合金である。これは、耐摩耗性を持たせるため、Ｓｉをなるべく高めた共晶系の１０質量％付近のものが比較的多い。これは、共晶となって粒界に存在する微細なＳｉが耐摩耗性に効果があるためである。更に、内部品質の信頼性と強度向上のため、製法としては、鋳物から鍛造品になり、微細組織を持たせた鋳造欠陥等のない部品に変わりつつある。
【０００４】
鍛造の材料は、通常、丸棒をある長さに切断し、横に置いて直径方向に鍛造する横打ち鍛造、或いは、スライス状に切断して金型に置いて、金型形状に鍛造する型鍛造などがある。それら鍛造品の特性、品質は、もととなる材料、材料組織に大きく依存しており、具体的には、冷却速度を高め、組織を細かくコントロールした連続鋳造品が鍛造性を向上させるとともに、最終製品の機械的特性の向上が期待され、材料の主流となっている。
丸棒としては、約４インチ径〜１０数インチ径のビレットを押出し、丸棒とする押出棒や、最近では、４インチ未満の細径棒を直接連続鋳造した連鋳棒が使用されている。
このような合金材料の例として、Ｓｉが１０重量％付近の共晶系Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金を連続鋳造し、塑性加工、析出硬化させることで耐摩耗及び強度向上が図られている（例えば、特許文献１、特許文献２及び特許文献３参照。）。
【特許文献１】特公昭５５−１２０９５号公報
【特許文献２】特公昭５８−３６６６８号公報
【特許文献３】特公昭５６−３８６６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
一方、昨今複雑な形状を成形するようになってきており、新たな課題として鍛造加工性が重要となってきているが、従来の検討では、鍛造性について充分に評価されていなかった。
一般にこれら従来の耐摩耗性合金は、４００℃近傍の温度まで加熱して鍛造する、所謂、熱間鍛造、或いは、常温にて鍛造する冷間鍛造が多く行われているが、これらの材料の鋳造組織は、組成上、マクロ結晶が柱状晶又は羽毛状晶等の粗大な結晶となりやすく、鍛造時にそれらの粒界に沿って割れが発生し、或いは、結晶粒が混在する不均一性から、均等に変形しない等の問題が発生している。
【０００６】
これを解決するためには、通常、内部組織を均一微細化している。この鋳造時のマクロ組織を微細にするための手段として、２０００系、６０００系、７０００系合金において通常行われているのは、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金を鋳造前に添加し、そのＴｉを核とした結晶粒の発生を促し、微細化を計るものである。同様に、Ａｌ−Ｔｉの添加による微細化も同様に行われているが、Ａｌ−ＴｉよりもＡｌ−Ｔｉ−Ｂの方が微細化能が大きいとされている。
【０００７】
しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ、或いは、Ａｌ−Ｔｉの添加による組織微細化は、Ａｌ−Ｓｉ系合金において効果が低く、せいぜい柱状晶が消えた粗い粒状晶程度の効果しか得られず、このような組織の場合、自由鍛造面に粗い組織がそのまま表面に現れ、オレンジピール状の表面荒れがみられ、商品価値がなくなる場合がある。
又、それら粗大なマクロ結晶粒に起因する問題は、材料を鍛造する前のシヤー切断時の端面の平滑度にも影響し、平坦な切断面が得られず、鍛造後の製品の欠肉等に繋がる。
【０００８】
前述の共晶系Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金に、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂを添加し、マクロ組織の８０％以上を等軸晶としてシヤー切断性を高めている（例えば、特許文献４参照。）。
しかし、Ｆｅ、Ｍｎの無作為な添加は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系の粗大で硬い晶出物が晶出しやすくなり、機械的特性を阻害低下させる要因となる。
【特許文献４】特許第２５０６１１５号明細書
【０００９】
又、特に、Ｓｉが１０質量％以上の組成では、マクロ組織の等軸晶化におけるＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金の添加の効果が小さいために、Ｔｉ、Ｂをかなり多量に添加する必要がある。その結果、鋳塊は等軸晶とはなるが、マクロ結晶の粒径が数ｍｍ以上の粗大な粒状晶であるため、鍛造性を向上させる効果は小さい。更に、都合の悪いことに、過剰に添加したＴｉ、Ｂが溶湯中にてＴｉＢ2の硬い粒子となって凝集し、ハードスポット状に材料内部に滞留し、切削バイトの摩耗や機械的特性の劣化を招く可能性がある。
【００１０】
鍛造性を向上させるためにＢの添加を行い、マクロ組織の微細化を図っている（例えば、特許文献５参照。）。
しかし、単にＢを添加しただけでは、溶解原料としてのＡｌ地金中の不純物Ｔｉと溶湯中にて容易に結合し、ＴｉＢ2の粒子が生成され、前述のように切削バイト摩耗や特性劣化の可能性が無いとは言えない。Ａｌ−Ｂによって微細化効果をねらっているが、前述のように地金中のＴｉ等とＢとが反応し、ＴｉＢ2の化合物が凝集したり、又過剰にＢが添加されると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｇ系等の他の晶出物の晶出を促し、機械的特性、鍛造性を阻害する可能性が大きくなり問題が生じる。
【特許文献５】特公平６−７８５８０号公報
【００１１】
そして、Ｂを０．００５重量％〜０．０３重量％、かつ、Ｆｅを０．２重量％〜０．５重量％、Ｍｎを０．２重量％〜０．５重量％共存させた高Ｓｉ系合金が提案されている（例えば、特許文献６参照。）。
しかし、Ｆｅ、Ｍｎの共存下では、Ｂを過剰に添加すると、ＴｉＢ2の粒子の発生の問題のみではなく、前述のＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系晶出物、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物が通常よりもα晶のデンドライト間に晶出しやすくなる。そして、この部分で組織が脆くなり、機械的特性の劣化を招くことが判った。
更に、Ｔｉを０．０１重量％〜０．２５重量％、Ｂを０．０５重量％〜０．２５重量％のようにかなり過剰に添加すると、Ｆｅ、Ｍｎが入らない場合でも、ＴｉＢ2のみならず、ＡｌＢ2、或いは、ＡｌＢ12の化合物のα晶デンドライト間への蓄積を促し、大きく特性を落とすことが判った。
【特許文献６】特開平１−１０４７４１号公報
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明は、以下のような発明である。
（１）Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％、Ｂを０．０１０質量％〜０．０２０質量％含み、かつ、Ｔｉを（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となる質量％含むとともに、初晶Ｓｉが最大５０μｍ以下で、共晶Ｓｉが平均１０μｍ以下で、アルミニウムα晶のＤＡＳが１５μｍ以下であるアルミニウム合金。
（２）断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶である（１）に記載のアルミニウム合金。
（３）断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下である（１）又は（２）に記載のアルミニウム合金。
（４）Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含む（１）から（３）の何れか１つに記載のアルミニウム合金。
（５）長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内である（１）から（４）の何れか１つに記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金棒。
（６）少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行う鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（７）直接冷却式鋳造装置で鋳造することを特徴とする（６）に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（８）冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造することを特徴とする（６）又は（７）に記載の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法。
（９）（６）から（８）の何れか１つに記載された鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造された鋳塊を鍛造用素材として用いて製造した鍛造成形品。
【発明の効果】
【００１３】
（１）の本発明のアルミニウム合金によれば、Ｂの添加下限をこのようにすることによって充分な組織微細化効果が得られ、添加下限をこのようにすることによって特性劣化の他晶出物の晶出及び凝集を抑えることができる。
更に、Ｔｉ、Ｂをこのような関係にすることで、Ｔｉ、ＢがＴｉＢ2の硬い粒子となり、ハードスポット状に材料内部に滞留することがなく、切削バイトの摩耗を抑えることができ、鍛造成形品の機械的特性の劣化を招くこともない。
粗大なマクロ結晶粒に起因する問題の発生を抑えることができ、鍛造用素材を得るためのシヤー切断時の端面の平滑度が良好となるので、鍛造後の製品の欠肉の発生を抑えることができる。
自由鍛造面に粗い組織が現れることがなく、オレンジピール状の表面荒れの発生が無い鍛造成形品を得ることができる。
（イ）共晶Ｓｉを微細化でき、（ロ）初晶Ｓｉの発生を抑え、（ハ）有害な金属間化合物の発生を抑え、（ニ）α晶のＤＡＳを小さくでき、（ホ）マクロ結晶粒が全面微細粒状化したものとなる。その結果、鍛造性の向上を図ることができ、従来の耐摩耗性アルミニウム合金で得られなかった熱間、冷間鍛造性が得られ、機械的特性についても等方性のある優れた材料である。
そして、（２）の本発明のアルミニウム合金によれば、断面のマクロ結晶粒が全面に渡って粒状晶であるので、結晶粒が微細でその分布が均一となるため、粒界に沿って発生する割れを抑えたり、鍛造時の成形方向の不均一の問題を抑えたりすることができる。
更に、（３）の本発明のアルミニウム合金によれば、断面のマクロ結晶粒の平均粒径が３００μｍ以下であるので、（２）のアルミニウム合金で得られる効果がより確実になる。
そして、（４）の本発明のアルミニウム合金によれば、Ｆｅ及び／又はＭｎを０．２質量％未満含むので、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ（−Ｓｉ）系晶出物、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物がα晶のデンドライト間に晶出することを抑えることができ、この部分で組織が脆くなったり、機械的特性が劣化したりするのを抑えることができる。
又、（５）の本発明のアルミニウム合金棒によれば、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内であるので、鍛造時の成形方向の不均一の問題を抑えることができる。
又、（６）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、少なくとも、Ｓｉを８質量％〜１８質量％、Ｃｕを２．５質量％〜６．０質量％、Ｍｇを０．３質量％〜１．２質量％含むとともに、Ｔｉを不純物として含むＡｌ―Ｓｉ系アルミニウム合金溶湯に、鋳造後の鋳塊において質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにＡｌ−Ｂ母合金を添加した後に、鋳造を行うので、（１）に記載のアルミニウム合金を容易に製造することができる。
そして、（７）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、直接冷却式鋳造装置で鋳造するので、（５）に記載のアルミニウム合金棒を容易に製造することができる。
更に、（８）の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法によれば、冷却速度を４℃／秒以上にした鋳造にて製造するので、（１）〜（３）に記載のアルミニウム合金を容易に製造することができる。
又、（９）の本発明の鍛造成形品によれば、表面荒れが無く、成形精度が良く、機械的特性に優れた鍛造成形品とすることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明の合金は、摺動部材に使用されるため、耐摩耗性が必要である。そのための添加元素としてＳｉを８質量％〜１８質量％含有する。
更に、本発明では、Ｂを、０．０１０質量％〜０．０２０質量％に限定した。Ｂの含有量をこの範囲とすることにより、Ｓｉの含有量が多い本発明の合金においても、全断面に渡って均一微細なマクロ組織となる。
Ｓｉは、冷却速度に応じて平均粒径が２μｍ〜１０μｍ（好ましくは、２μｍ〜３μｍ。）の大きさの共晶粒子となってα晶デンドライトの粒界に分散して存在している。その結果、これが耐摩耗性に効果を発揮する。例えば、金型鋳物では、針状になる場合もあるが、連続鋳造法を用いることにより、冷却速度を速くすることができ、粒状に細かくすることができる。Ｓｉが８質量％未満では、共晶粒子の量が少なく耐摩耗性の効果が少なくなる。
Ｓｉが共晶点である１１質量％以上の所謂過共晶合金の状態では、共晶粒とともに、Ｓｉが最大粒径１５μｍ〜５０μｍ（好ましくは、１５μｍ〜２５μｍ。）の初晶結晶粒子としてマクロ結晶粒中の全体に分散して晶出する。
なお、初晶粒子は、あまり大きくなると、切削加工時脱落が起こったり、バイト破損を起こしたりすることがあるため、５０μｍを超えないことが望ましい。
【００１５】
この初晶は、共晶より大きく、均一に分散させれば、更に耐摩耗性が増す。耐摩耗性が必要な場合は、この初晶を出すために１１質量％以上の過共晶合金とするのが好ましい。
ただし、Ｓｉが１８質量％を超えると、溶製温度が高くなり、ガス吸収が多くなったり、鋳造温度として高温が必要となって鋳造が難しくなり、又、初晶粒子の断面内での分散が均一でなく、断面内での偏析が多くなる結果、機械的特性が劣化する。従って、過共晶合金として、実用的なのは、Ｓｉは１８質量％が上限である。
【００１６】
Ｓｉの共晶粒子、初晶粒子の粒径を前述の範囲に抑えるためには、鋳造時の冷却速度が大きい方がよく、製造法としては直接冷却鋳造方法、例えば、縦型の半連続鋳造法、或いは、水平の連続鋳造法を用いるのが好ましい。特に、棒状の鋳塊を得る場合に鋳造棒径が１００ｍｍφ以下（好ましくは、２５ｍｍφ〜５０ｍｍφ。）の小さい径の方が好ましい。小さい径の鋳塊は、冷却速度を大きくすることができ、更に表面と中心部との差を小さくすることができるからである。
冷却速度は、４℃／秒以上が好ましい。この冷却速度以上であると、ＤＡＳ（２次デンドライトアームスペース）も細かくなり（例えば、平均１５μｍ以下。好ましくは１０μｍ以下。）、この結果、デンドライトサイズが小さくなることにより、デンドライト間に発生する金属間化合物も小さくなるので好ましい。
なお、ＤＡＳの大きさは、例えば、軽金属学会発行の『軽金属（１９９８年）、Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ．４５』に記載の『デンドライトアームスペーシングの測定方法』に従って測定できる。
【００１７】
従来の、押出しによって製造される細径材は、押出しに用いるビレットが太いので、ビレットを得るための冷却速度が遅くなるので、鋳塊組織、特に、共晶、初晶Ｓｉが粗大となり、例えば、初晶が１００μｍ超えとなり、押出し後もそのまま細径材中に残り、この初晶部分での特性劣化が生じる。又、場合によっては、１００μｍ超えのＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物が粗大に晶出することがあり、それも又機械的特性を劣化させる原因となる。又、押出棒は、長手方向（押出方向）に強度があるが、長手方向（押出方向）と直交する直交方向で弱いのが一般的であり、方向による伸びに差ができるため、型に入れない自由鍛造には、好ましくない。
一方、本発明の合金は、直接冷却鋳造方法にて直接細径材を連続鋳造棒として鋳造し、その後表面をピーリングするような製造方法によって得られた細径材であるので、通常のビレットから押出しによって製造される細径材よりも冷却速度が速いため、初晶、共晶Ｓｉをより微細にすることができるので好ましい。
【００１８】
Ｓｉの共晶粒子は、粗大になると、切削時脱落しやすくなり、又、初晶Ｓｉ同様、組織の均一性が乏しくなる。従って、平均１０μｍ以下が好ましい。このためには、前述の細径サイズの連続鋳造方式の方が望ましい。更に、鋳造後、均質化熱処理（例えば、４９０℃〜５００℃、数時間保持。）を実施することにより、Ｓｉの共晶粒子は、片状であったものが球状になり、又、温度を高温、時間を長時間にすることでα晶中の過飽和のＳｉを初晶へ凝集させることができ、結晶粒の大きさを大きくするようなコントロールも可能となる。そこで、均質化熱処理を加えることが好ましい。
【００１９】
本合金素材は、丸棒に鋳造されて鍛造用に使用されることを目的としている。鍛造としては、熱間鍛造、冷間鍛造いずれの場合もある。本発明の合金は、材料のマクロ結晶粒を微細にし、均一化しているので、鍛造性は向上し、変形能が向上し、特に、最大加工率を大きくすることができる。
【００２０】
このような合金を得るために従来から行われていることは、合金溶湯へのＡｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｂの微細化剤添加である。微細化剤添加は、２０００系、６０００系、７０００系の高力合金では一般的な方法であり、マクロ結晶粒を微細にし、鍛造加工時の割れを防止している。
【００２１】
一方、本合金は、耐摩耗性の優れたＡｌ−Ｓｉ系合金であり、この種の合金にＡｌ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂを添加することによるマクロ結晶の微細化は、従来行われてきていない。それは、Ｓｉが多くなると、特に、共晶組成以上になると、Ａｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｂの添加による微細化効果は、あまり期待できなかったからである。例えば、特許文献４（特許第２５０６１１５号明細書）では、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂを添加しているが、マクロ組織は、粒状晶とはなるが、その組織の状態は前述の２０００系、６０００系合金で得られているような微細な組織とは言えない粗大なもので、実際追試してみると、鍛造性としては不十分であった。
【００２２】
本発明の合金組成の範囲を、図１に基づいて説明する。
【００２３】
本発明では、Ｂを、０．０１質量％〜０．０２質量％に限定した。Ｓｉの含有量が多い本発明の合金においても、全断面に渡って均一微細なマクロ組織となるからである。Ｂが０．０１質量％未満（図１における領域Ｅ。）では、微細化の効果が無くなり、断面で見た場合、全面均一微細なマクロ組織とならず、一部に柱状晶や羽毛状晶が混じるので好ましくない。
【００２４】
更に、Ｂが０．０１質量％以上であって、Ｂ、Ｔｉの質量％を、（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるようにする。そうでない場合（図１における領域Ｂ，Ｃ。）、鋳造中にＴｉＢ2が発生して凝集し、鋳造時間とともにＴｉＢ2が沈降する。このように、ＴｉＢ2が発生するだけでは機械的特性の劣化への影響が小さいが、ＴｉＢ2が凝集すると、機械的特性の劣化への影響が大きくなり、実質的にＢの充分な効果が得られなくなる。
なお、この組成は、合金の鋳塊を直接分析したものによって、又はＪＩＳ  Ｈ  ０３２１の化学成分の検査方法に開示されている通り、鋳造直前の溶湯からのサンプリング試料を分析したものによって鋳造品の合金組成として規定できる。
【００２５】
ここで、Ｂと結合するＴｉはＢ添加前に溶湯中に存在したものであり、添加したものだけでなく、アルミニウム地金から溶湯中に不可避成分として含まれてくるもの、他のリターン材（再生品）からの混入等である。
【００２６】
上記条件での鋳造組織は、全面に渡って粒状で微細なマクロ結晶となる。粗大な粒状晶では、鍛造性が落ちるため、マクロ結晶粒径は、平均３００μｍ以下（好ましくは、５０μｍ〜１００μｍ。）が好ましい。これ以上では、例えば、据え込み時の据え込み率があがらなかったり、自由鍛造面にしわが入ったり、ひどい場合は微割れが入ったりする。
【００２７】
ここで、「微細な粒状晶」とは、通常実施されるマクロ的方法によって観察した場合、目視でその状態は確認できるが、目視レベルでは粒径計測できない状態のものである。試料を研磨後、偏光エッチング処理して偏光顕微鏡にて計測できるレベルのものである。
ここで、「全面に渡って」とは、鋳造品の断面観察において９８％以上の視野において柱状晶或いは羽毛状晶との混在が見られない状態である。
【００２８】
全面粒状晶でないと、例えば、粒状晶と柱状晶が混在したり、羽毛状晶が混在したりすると、それを素材として据え込みなどの成形を実施した時に、変形能に部分的な差が出るために均一な変形が得られなくなり、例えば、据え込み鍛造を施した場合、円形の素材を用いてもその成形品が真円とならないことがある。
【００２９】
次に、Ｂが０．０２０質量％を超える（図１における領域Ａ。）と、α晶間に、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物を晶出しやすくなり、結晶粒間が脆くなり、機械的特性を落とす。
又、Ｂが０．０２０質量％以上でも、Ｔｉが多量に存在し、（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０を超えるようなＴｉの範囲（図１における領域Ａの右側。）になると、微細化効果は薄れる。又、先に述べたＴｉＢ2の蓄積が時間とともに生じ、有害な異物となって機械的特性を落とし、鍛造性も悪くなる。
【００３０】
ここで、鍛造性とは、熱間又は冷間での据え込み率を変えたときの割れの発生する限界によって比較できる。据え込み率が高いほど割れが発生しにくいことになるので、鍛造性が良い。或いは、同一据え込み率で、自由面に割れ、穴等の欠陥、オレンジピール等の表面肌不良がでないほど鍛造性が良いと評価する。
この関係を図示すると、図１のようになり、本発明である領域Ｄが最適組成である。
【００３１】
Ｃｕは、鍛造後の溶体化処理により、析出硬化による強度向上を狙うとともに、合金マトリックスを強化し、Ｓｉの共晶結晶粒、Ｓｉの初晶結晶粒をマクロ結晶粒中に保持し、それらの脱落を阻止する。
その結果、耐摩耗性に貢献するので好ましい。Ｃｕが２．５質量％未満では、その効果が少なく、添加量の増加に従って効果は大きくなるが、６．０質量％を超えては、その効果は、それ以上に上がらず、鍛造時の割れ等製造時の問題が出てくる。
【００３２】
Ｍｇは、同様に溶体化により、析出時効硬化による機械的特性向上に寄与するが、０．３質量％未満では、効果が乏しく、１．２質量％を超えると、鋳造時の酸化物が増し、機械的特性が低下或いは鍛造時の割れが発生しやすくなる。
【００３３】
なお、Ｆｅ、Ｍｎは添加しないでも鍛造性はよいが、添加の必要がある場合は、０．２質量％未満が、粗大な金属間化合物の発生を抑える意味で好ましい。
ＦｅとＭｎは、固溶強化、再結晶抑制として使用されるが、主として鋳造条件、例えば、鋳造径が太くなって凝固速度が遅い場合、Ｓｉ共晶よりも粗大な金属間化合物を晶出する可能性があるため、機械的特性を阻害低下させる要因となるので、いずれも必要に応じて０．２質量％未満に抑えるのが好ましい。
【００３４】
本発明の合金のミクロ結晶粒の状態は、そのα晶はＤＡＳ（２次デンドライトアーム間隔）で１５μｍ以下となっている。ＤＡＳが１５μｍを超えると、デンドライトの形状が花弁状となるので、前述のＦｅ、Ｍｎ添加効果で記したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物、又、更に新たなＡｌ−Ｍｇ系晶出物等が花弁状のα晶デンドライトの間に蓄積しやすくなり、α晶同士の結晶粒界が脆くなり、マクロ組織が微細であっても、良好な機械的特性が得られず、鍛造性も落ちることとなる。
【００３５】
次に、製造方法について説明する。
【００３６】
図２は本発明のアルミニウム合金及び棒状鋳塊の製造設備の一例を示す工程図である。
図２において、溶解保持炉（溶解工程）は、アルミニウム合金用の原材料を溶解し、アルミニウム合金溶湯を得るためのものである。
溶湯処理装置（溶湯処理工程）は、溶解保持炉からのアルミニウム合金溶湯中のアルミニウム酸化物及び水素ガスをインラインで除去するためのものである。
連続鋳造装置（連続鋳造工程）は、溶湯処理装置から供給されるアルミニウム合金溶湯から、後述するように、アルミニウム合金連続鋳造棒を鋳造するもので、本例では、水平式の連続鋳造装置である。
同調切断装置（切断工程）は、連続鋳造装置で鋳造したアルミニウム合金連続鋳造棒を、定尺に切断するものである。
熱処理装置（熱処理工程）は、同調切断装置で切断した定尺のアルミニウム合金連続鋳造棒を均質化熱処理するものである。
ピーリング装置〔外周除去装置（外周除去工程）〕は、熱処理装置で熱処理したアルミニウム合金連続鋳造棒の外周部分を除去するものである。
矯正装置〔曲がり矯正装置（矯正工程）〕は、熱処理装置で熱処理したアルミニウム合金連続鋳造棒の内部を次の非破壊検査装置で検査する場合、アルミニウム合金連続鋳造棒の内部を精度よく検査できるようにするためにアルミニウム合金連続鋳造棒の曲がりを矯正するものである。
非破壊検査装置（非破壊検査工程）は、矯正装置で曲がりを矯正したアルミニウム合金連続鋳造棒の内部に、欠陥があるかないかを検査するものである。
【００３７】
アルミニウム合金棒の製品仕様によっては、矯正装置、非破壊検査装置を省略し、溶解保持炉→溶湯処理装置→連続鋳造装置→同調切断装置→ピーリング装置→熱処理装置（ホモ、均質化処理を兼ねる。）の順とすることもできる。
そして、図３の内、溶解保持炉、連続鋳造装置、熱処理装置（ホモ）をミニマム製造システムとして配設することにより、連続鋳造装置における鋳造材の連続鋳造、熱処理装置（ホモ）による熱処理を連続して実施でき、棒材の製造が連続して行える。
【００３８】
ここで、アルミニウム合金溶湯の原料としてＢを含まない場合は、溶解保持炉から連続鋳造装置の直前の間で、Ａｌ−Ｂ母合金を合金溶湯に添加する。そのＡｌ−Ｂ母合金の添加量は、最終的な鋳塊において、質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０．０１０以上となるように予め予備実験によって求めた量である。
【００３９】
ところで、Ｂ添加前に溶湯中に存在したＴｉは、Ｂ添加によってＴｉＢ2となり、Ａｌ溶湯よりも重い微粒子となり、凝集して多くは沈降する。この凝集、沈降の現象は数分から数１０分の静置のためのある程度の時間が必要であるから、短時間で鋳造する場合は、ＴｉＢ2を炉底に残すことで鋳造品にはＴｉＢ2が入らないが、途中の樋でＢ添加を行う場合は、鋳造前にメカニカルなフィルタ装置をつけ、沈降していない余分なＴｉＢ2を除去し、ＴｉＢ2の凝集を避けることが好ましい。このようにして、質量％で（Ｂ−０．４５Ｔｉ）の値が０〜０．０１０の範囲としたものが、不要なＴｉＢ2の発生及び凝集を抑えることができるので好ましい。これが負の値になると、Ｔｉが過剰となり、更にＢが多いと、ＴｉＢ2の発生が多くなる。これが０．０１０以上となると、過剰なＢの結果、有害で粗大なＡｌ−Ｍｇ化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ（−Ｓｉ）化合物等の晶出を促す。
【００４０】
＜連続鋳造装置＞
図３は水平式連続鋳造装置の一例を示す説明図である。
図３において、２０２はアルミニウム合金溶湯１を溜めるタンディッシュを示し、側壁に開口２０３が設けられている。
２０４は耐火性板状体を示し、タンディッシュ２０２の外側に開口２０３を囲むように取り付けられ、開口２０３に連通する注湯孔２０５が設けられている。
３０２は水平式連続鋳造装置３０１を構成する筒状の鋳型を示し、中心軸がほぼ水平となるように耐火性板状体２０４に取り付けられ、鋳型３０２とアルミニウム合金溶湯１との間の円周上へ、耐火性板状体２０４と鋳型３０２との間から気体を供給する気体供給路３０３と、鋳型３０２とアルミニウム合金連続鋳造棒２との間の円周上へ潤滑油を供給する潤滑油供給路３０４と、出口でアルミニウム合金連続鋳造棒２の周囲へ冷却水を供給する冷却水供給路３０５とが設けられている。
【００４１】
次に、アルミニウム合金連続鋳造棒２の鋳造について説明する。
図示を省略した溶湯処理装置からタンディッシュ２０２内へ供給されたアルミニウム合金溶湯１は、耐火性板状体２０４の注湯孔２０５から、中心軸がほぼ水平となるように保持された鋳型３０２内へ供給され、鋳型３０２の出口で強制冷却されてアルミニウム合金連続鋳造棒２となる。
ここで、タンディッシュ２０２内に貯留するアルミニウム合金溶湯１の組成について説明する。
アルミニウム合金溶湯は、特に、Ｓｉを８質量％〜１８質量％（好ましくは、９質量％〜１１質量％。）含有するものは、アルミニウム合金連続鋳造棒２中のＡｌとＳｉとが微細な共晶と称する層状構造を構成するため、機械的特性に優れ、かつ、硬質なＳｉによって耐摩耗性が向上するために好ましい。
アルミニウム合金連続鋳造棒の合金成分の組成比は、例えば、ＪＩＳ  Ｈ  １３０５に記載されているような光電測光式発光分光分析装置によって確認できる。
【００４２】
水平連続鋳造装置について説明したが、冷却速度を大きくすることができ、棒形状の鋳造ができる直接冷却式鋳造装置であれば、他に縦型連続鋳造装置、縦型半連続鋳造、ＤＣ連続鋳造装置、ホットトップ鋳造装置、気体加圧式ホットトップ鋳造装置、電磁場鋳造装置などを用いることができる。
気体加圧式ホットトップ鋳造装置では、ホットトップ鋳造方式においてヘッダーと鋳型との間から気体を供給することにより、鋳型と接触せず、水冷のみで鋳塊を冷却凝固できるので、鋳塊の品質が高まる。
又、電磁場鋳造装置とは、鋳型の代わりに電磁コイルを置き、電磁コイルによって溶湯を保持してその表面を鋳型と接触しないようにコントロールし、その状態で水を直接掛ける。即ち、鋳型と接触せず、水冷のみで鋳塊を冷却凝固できるので、気体加圧式ホットトップ鋳造装置と同じように、鋳型からの伐熱がなく、表面偏析のないものができる。
【００４３】
前述したミクロ組織を得るには、なるべく１００ｍｍφ以下の細径で連続鋳造を行うことが好ましい。特に、３０ｍｍφ以下の鋳造の冷却速度が最も好ましく、１５℃／秒程度にまで向上し、望ましいＤＡＳを持ったα晶が得られる。
又、過冷却が大きくなって粗大な初晶Ｓｉ、その他晶出物の晶出を抑えることができる。
特に、５０ｍｍφ以下の細径にて連続鋳造を行うことにより、鋳造速度を大きくとれ、冷却速度が大幅に改善される。このためには、水平にて鋳造することにより、これが可能となる。
【００４４】
このような装置と方法で製造したアルミニウム合金棒は、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向とで均一なマクロ組織を示し、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との伸びの差が１０％以内であるアルミニウム合金棒となる。
従来のようなビレット鋳造から押出しによる棒を材料とする場合、押出方向の加工組織のため長手方向（押出方向）の機械的特性は良いが、長手方向（押出方向）と直交する直交方向の特性は、落ちる。
本発明による材料は、このような異方性が無く、どの方向をとっても均質であるために鍛造の自由度が高い。例えば、引張試験を行うと、棒の長手方向とこの長手方向と直交する直交方向とで殆ど均一な伸びを示す。
なお、殆ど均一とは、その数値比較で１０％以内である。
【００４５】
以上のようにして製造された棒状の鍛造用アルミニウム合金鋳塊を更に所定の長さに切断して、必要に応じて表面切削処理を施し、熱間鍛造用素材、冷間鍛造用素材を製造することができる。
【００４６】
＜鍛造用素材の説明＞
本発明に用いる鍛造用素材は、前述の本発明の鍛造用アルミニウム合金鋳塊の製造方法で製造されたものである。
棒状材は、更にシャー切断によって所定の長さに切断され、必要に応じて面削処理を施して、次工程に送られる。
【００４７】
＜鍛造成形工程＞
本発明での鍛造は型鍛造であり、本発明に用いる鍛造装置の構成の一例を、図４に基づいて説明する。
鍛造装置６０１は、鍛造機６１１と、下ダイセットプレート６１２に取り付けられた下金型６２２と、上ダイセットプレート６１３に取り付けられた上金型６２５とを含むものである。
なお、上ダイセットプレート６１３は、ガイドポスト６１４で案内されて下ダイセットプレート６１２に接離する。
次に、本発明に用いる金型の一例の断面図を図５に示す。
鍛造用金型６２１は、金属素材から鍛造成形品を鍛造するための下金型６２２と上金型６２５、及び、成形品を下金型６２２内から取り出すためのノックアウトピン６２７を含んで構成されている。
下金型６２２は、中心部に鍛造成形孔６２３が設けられている。そして、必要に応じて、スプレー前後移送装置（図示省略。）、スプレー回転装置（図示省略。）を備え、シャフト（図示省略。）を介して、スプレー前後装置に取り付けられた潤滑剤スプレーノズル（図示省略。）を有している潤滑剤塗布装置を設置することができる。
【００４８】
本発明は、熱間、温間、冷間を問わないで適用することができる。一般には、鍛造の温度条件（金型、素材）により、鍛造用素材の流動性が変わり、それに合わせた金型の設計をする。
【００４９】
準備した鍛造用素材３を上金型６２５、下金型６３２によって形成される空間（鍛造成形孔６２３）に押し込み、成形品を鍛造成形する。又、成形された素形材はノックアウトピン６３７によって下金型６３２から取出される。
なお、鍛造に際しては金型内周に潤滑剤を塗布してから実施するのが好ましい。
又、鍛造用素材３には、必要に応じて、潤滑剤処理を施すのが好ましい。
【００５０】
＜成形品の特徴＞
（イ）共晶Ｓｉを微細化でき、（ロ）初晶Ｓｉの発生を抑え、（ハ）有害な金属間化合物の発生を抑え、（ニ）α晶のＤＡＳを小さくでき、（ホ）マクロ結晶粒が全面微細粒状化したものとなる、特徴を有した素材を鍛造成形したものであるので、その結果、鍛造性が向上しているため、従来の耐摩耗性アルミニウム合金で得られなかった良好な熱間、冷間鍛造性が得られ、機械的特性についても等方性を有する成形品となる。
特に、加工率を高め、複雑な形状を有した成形品とすることができる。
【実施例】
【００５１】
〔実施例１〕〜〔実施例４〕
【００５２】
【表１】
2007092125.tif 000002
【００５３】
表１に示した組成（Ｓｉ：８質量％〜１７質量％、Ｃｕ：２質量％〜５質量％、Ｂ／Ｔｉを変えたもの。）の合金を準備した。
鋳造は、水平連続鋳造装置、縦型連続鋳造装置を用いて、鋳造棒は直径を３５ｍｍ〜１００ｍｍとした。
各鋳造棒から、試料をサンプリングしてマクロ観察、ミクロ観察して、組織状態、結晶粒径などを評価した。
マクロ結晶状態は、鋳造品の横断面を全面エッチングし目視、及び１０倍拡大鏡にて確認。マクロ結晶粒径は、断面を偏光エッチングし、偏光顕微鏡にて一定距離を切断する個数から計算。
ミクロ結晶粒径は、断面を研磨後、４００倍顕微鏡にて初晶と共晶とを画像解析にて測定。
ＤＡＳは、ミクロ組織のα晶の２次デンドライトアームの間隔を計測した。
結果として、本発明（実施例１：Ｎｏ２、実施例２：Ｎｏ３、実施例３：Ｎｏ１１、実施例４：Ｎｏ１３）は、鋳造径による冷却速度と、Ｂ／Ｔｉ比とにより、全面微細なマクロ組織が得られた。
なお、Ｎｏ１は比較例１、Ｎｏ４〜Ｎｏ１０は比較例２〜比較例８、Ｎｏ１２は比較例９である。
【００５４】
＜鍛造性評価＞
各鋳造品（ビレット）の中央から１５ｍｍφ×２０ｍｍＬの円柱を切り出し、４００℃で熱間据え込みを行った。据え込み前の厚さをＬ１、据え込み後の厚さをＬ２とし、
【００５５】
【数１】
2007092125.tif 000003
【００５６】
として計算し、８０％まで据え込み、外周部の表面割れ等の外観不良無しを○とし、外観不良有りを×として評価した。
本発明（実施例１：Ｎｏ２、実施例２：Ｎｏ３、実施例３：Ｎｏ１１、実施例４：Ｎｏ１３）は、８０％以上の熱間変形にても割れが発生しなかった。
【００５７】
〔実施例５〕，〔実施例６〕
【００５８】
【表２】
2007092125.tif 000004
【００５９】
表２に示した組成（Ｃｕ：２．８質量％と４．４質量％、Ｂ／Ｔｉを変えたもの。）の合金を準備した。
従来法（比較例１０〜比較例１７をＮｏ１４〜Ｎｏ２１、比較例１８〜比較例２０をＮｏ２３〜Ｎｏ２５とする。）として、金型鋳造でＤＡＳが大きくなったものと、押出材で粒状晶＋一部再結晶したものを含めた。
【００６０】
＜鍛造性評価＞
各材料を４９０℃にて均質化処理し、３７０℃で４時間保持して炉冷を行った後、中心から１５ｍｍφ×２０ｍｍＬの円柱を試料として切り出し、常温で据え込み圧縮した。先の計算式により、表面に割れが出るときの据込率を求め、冷間鍛造性の評価指標とした。
更に、材料をＴ６（４９０℃水焼き入れ後、１８０℃×７時間時効。）後、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向との２種の引っ張り試験片を切り出して加工し、常温での引っ張り試験を行った。
本発明〔実施例５（Ｎｏ２２）及び実施例６（Ｎｏ２６）〕では、機械的特性は良好で、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向で特性に大きな差は無かった。
金型鋳造材は、機械的特性が落ち、押出材では、長手方向とこの長手方向に直交する直交方向で特性に大きな差がでている。
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】本発明の合金組成の範囲を示す説明図である。
【図２】本発明のアルミニウム合金及び棒状鋳塊の製造設備の一例を示す工程図である。
【図３】水平式連続鋳造装置の一例を示す説明図である。
【図４】本発明に用いる鍛造装置の構成の一例を示す説明図である。
【図５】本発明に用いる金型の一例を示す断面図である。
【符号の説明】
【００６２】
Ａ〜Ｅ  領域
１      アルミニウム合金溶湯
２      アルミニウム合金連続鋳造棒
３      鍛造用素材
２０２  タンディッシュ
２０３  開口
２０４  耐火性板状体
２０５  注湯孔
３０１  水平式連続鋳造装置
３０２  鋳型
３０３  気体供給路
３０４  潤滑油供給路
３０５  冷却水供給路
６０１  鍛造装置
６１１  鍛造機
６１２  下ダイセットプレート
６１３  上ダイセットプレート
６１４  ガイドポスト
６２１  鍛造用金型
６２２  下金型
６２３  鍛造成形孔
６２５  上金型
６２７  ノックアウトピン
【図１】
2007092125.tif 000005
【図２】
2007092125.tif 000006
【図３】
2007092125.tif 000007
【図４】
2007092125.tif 000008
【図５】
2007092125.tif 000009