(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Siを7〜13wt%、Feを0.001〜0.2wt%、MnおよびCrの少なくとも1つを0.001〜0.25wt%、Srを0.003〜0.03wt%、Tiを0.005〜0.03wt%含み、残部がAlおよび不可避不純物であるアルミニウム合金であり、内部に存在するSi粒の大きさが平均20μm以下であり、かつ、最大のSi粒の大きさが40μm以下であり、更に、結晶組織が熱間圧延組織、あるいは熱間圧延後の熱処理により得られる再結晶組織、あるいは前記熱間圧延組織と前記再結晶組織の混合組織からなることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項２】
前記アルミニウム合金は、Cuを0.001〜5wt%含むことを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項３】
前記アルミニウム合金は、Mgを0.001〜1wt%含むことを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項４】
Siを7〜13wt%、Feを0.001〜0.2wt%、MnおよびCrの少なくとも1つを0.001〜0.25wt%、Srを0.003〜0.03wt%、Tiを0.005〜0.03wt%含み、残部がAlおよび不可避不純物であるアルミニウム合金を溶解し、連続鋳造により鋳塊を作製し、その後350℃〜520℃の温度範囲で、加工度40%以上の熱間圧延を施すことを特徴とする耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項５】
前記アルミニウム合金の連続鋳造によるアルミニウム合金のデンドライト２次枝間隔が50μm以下であることを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金の連続鋳造時の溶湯中に存在する水素量が0.2cc/100ｇAl以下であることを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項７】
前記アルミニウム合金は、Cuを0.001〜5wt%含むことを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項８】
前記アルミニウム合金は、Mgを0.001〜1wt%含むことを特徴とする請求項４または７に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項９】
前記アルミニウム合金を連続鋳造し、熱間圧延後、350〜520℃の温度範囲で2〜50hの熱処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本願発明は、機械的特性と冷間加工性に優れる耐摩耗性アルミニウム合金長尺体とその製造方法に関するものであり、特に、冷間加工製品の素材として用いられると有効な耐摩耗性アルミニウム合金長尺体とその製造に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Al―Si系合金の機械的特性に悪影響を与える粗大Si粒が生成せず、微細なSi粒組織を生成する成分の合金が、機械的特性と耐摩耗性を両立させるアルミニウム合金として知られている。しかし、このようなAl−Si系合金であっても、製造工程においてSi粒が大きく成長すると機械的特性が悪化することも知られている。
【０００３】
従来、これらのAl−Si系合金は、所望の成分の合金を溶解、鋳造した後、押出加工により製造していた。この方法では、一般に鋳造時にSi粒が大きく晶出するため機械的特性が悪化したり、押出加工が困難であった。
また、従来、耐摩耗性の向上のため、Fe、Mn、Cr等の元素をAl−Si系合金に加えていた。しかし、Fe、Mn、Cr等の添加は、これらの晶析出物の生成を招き、これらの晶析出物が粗大に成長する場合には、粗大Si粒以上に機械的特性に悪影響を与えた。
【０００４】
この課題を解決するために提案されたアルミニウム合金とその製造方法として、例えば特開昭64-17834号公報、特公平7-62200号公報に開示された発明がある。先ず、両発明ともSi粒等の晶出物制御のため比較的速い冷却速度を提示している。特公平7-62200号公報によれば、鋳造合金のデンドライト2次枝間隔は10μm以下とあり、これを達成するためには5℃/sec以上の冷却速度が必要である。また、特開昭64-17834号公報には、鋳造合金のデンドライト2次枝間隔は示されていないものの、冷却速度は4℃/sec以上と示されている。すなわち、これまで良好な機械的特性を得るためには、鋳造合金のデンドライト2次枝間隔を10μm以下にするような速い冷却速度が必要であった。更に、特公平7-62200号公報は、Sr添加によるSi粒の微細化が示されている。しかし、Fe、Mn、Cr等の添加により、特公平7-62200号公報の場合と同様に比較的速い冷却速度の場合、Fe、Mn、Cr系の晶析出物は小さくなるが、冷却速度が遅くなった場合、言い換えれば、デンドライト2次枝間隔が大きくなった場合には、凝固時に粗大な化合物として生成し、機械的特性を低下させる原因となった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来提案されたアルミニウム合金と製造方法では、良好な機械的特性を得るために速い冷却速度の確保が必要であり、製造方法としてはホットトップ鋳造機を用いた場合には、速い冷却速度が得られるが、生産性の低い問題があった。また、ホットトップ鋳造機を用いても、速い冷却速度確保のため、鋳造材のサイズも比較的小型のものに限られていた。そのため、鋳造後の鋳造材を直接に、あるいは鋳造材に熱処理を施した後、鍛造用素材として用いていた。また、鋳造組織を有する鍛造用素材の課題として、冷間加工が難しく、鍛造は熱間加工で実施する必要があるなどの問題があった。
【０００６】
従って、本願発明は、機械的特性に優れ、また加工性に優れ、特に冷間加工が可能である耐摩耗性に優れたアルミニウム合金長尺体とその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本願発明は、Siを7〜13wt%、Feを0.001〜0.2wt%、MnおよびCrの少なくとも1つを0.001〜0.25wt%、Srを0.003〜0.03wt%、Tiを0.005〜0.03wt%含み、残部がAlおよび不可避不純物であるアルミニウム合金を用い、内部に存在するSi粒の大きさが平均20μm以下であり、かつ、最大のSi粒の大きさが40μm以下であり、更に、結晶組織が熱間圧延組織、あるいは熱間圧延後の熱処理により得られる再結晶組織、あるいは熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織からなるアルミニウム合金長尺体とすることで、上記の目的を達成する。本願発明に係わるアルミニウム合金は、更に、Cuを0.001〜5wt%含んでもよい。また、Mgを0.001〜1wt%含んでもよい。
【０００８】
更に、本願発明に係わるアルミニウム合金を溶解し、連続鋳造により鋳塊を作製し、その後350℃〜520℃の温度範囲で加工度40%以上の熱間圧延を施すことによりアルミニウム合金長尺体を得ることができる。
なお、上記アルミニウム合金の連続鋳造時の溶湯中に存在する水素量は、0.2cc/100ｇAl以下であり、鋳造されたアルミニウム合金のデンドライト２次枝間隔は、50μm以下である。
本願発明に係わるアルミニウム合金を連続鋳造し、熱間圧延後、350〜520℃の温度範囲で2〜50hの熱処理を施すことで、機械的特性と冷間加工性に優れる耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を得ることができる。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に、本願発明のアルミニウム合金長尺体を得るための製造方法を述べる。本願発明に係わるアルミニウム合金において、Siは機械的特性と耐摩耗性に関連する添加元素であり、非平衡状態の凝固において、共晶点の拡大が認められる。本願発明の提示するアルミニウム合金の製造方法を適用することにより、Siが13wt%以下であれば、粗大なSi初晶粒が認められないことから、機械的特性及び耐摩耗性の点から、13wt%をSi添加量の上限とする。一方、Si添加量が少ないとアルミニウム合金初晶（α相）が大きくなり、アルミニウム合金初晶域にはSi粒がないため、機械的特性と耐摩耗性が低下する。このため、本願発明に係わるアルミニウム合金は、α相が機械的特性と耐摩耗性に影響を与えないSi添加量として、7wt%以上とする。
【００１０】
更に、アルミニウム合金にFeを添加すると、他の添加元素Si、Mn、Cu等とFe系化合物を形成する。凝固時に生じる粗大なFe系化合物の晶析出物は、機械的特性に悪影響を与える。そこで、本願発明に係わるアルミニウム合金は、Fe系化合物による耐摩耗性向上よりも、粗大なFe系化合物の晶析出を抑制することが機械的性質の低下を防ぐため必要であることから、Feの添加量の上限を0.2wt%とする。Feの添加量の下限値は、インゴットの不純物レベルの0.001wt%でよい。
【００１１】
アルミニウム合金にMnを添加すると、Mnはアルミニウム合金の他の添加元素、主としてFeと化合物を形成する。FeとMnの化合物は粗大であると機械的性質を劣化させるが、Al-Fe系やAl-Fe-Si系化合物よりも概して機械的性質に与える影響が小さい。このため、本願発明に係わるアルミニウム合金のMnの添加量は、上限として0.25wt%まで許容できる。
【００１２】
アルミニウム合金にCrを添加すると、Crは概略Mnと同様の効果をもたらす。本願発明に係わるアルミニウム合金のCrの添加量は、Mnと同様に0.25wt%まで許容できる。なお、本願発明に係わるアルミニウム合金にMnおよびCrを含む場合、MnおよびCrの合計で、上限として0.25wt%まで許容できる。
【００１３】
アルミニウム合金にSrを添加すると、Si粒を微細に晶出させることができる。しかし、本願発明に係わるアルミニウム合金において、0.003wt%未満のSr添加量では効果がなく、0.03wt%より多く添加すると溶湯の水素ガス吸収が激しくなり、脱ガスが難しくなると同時に、熱処理時にブリスターが発生しやすくなる問題が生じるため、Srの添加量の上限は0.03wt%とする。
【００１４】
アルミニウム合金にTiを添加すると、α相を微細に生成させることができる。本願発明に係わるアルミニウム合金において、Tiを添加する方法としては、母合金、Ti-Bワイヤを用いる。α相の微細化のためには、0.003wt%以上、必要である。ただし、0.03wt%を越えてTi添加しても添加の効果が小さいため、Ti添加の上限は0.03wt%でよい。
【００１５】
アルミニウム合金における添加元素Cuは、耐摩耗性と機械的特性、特に強度に影響を与える。Cuの添加量の増加に伴い、固溶体強化、析出強化により耐摩耗性、強度が向上する。しかし、Cuを本願発明に係わるアルミニウム合金に添加すると他の添加元素と複雑な化合物を形成する。特に、鋳造時に生成するAl-Cu系やAl-Fe-Mn-Cu系化合物は、本願発明の製造法では、5wt%より多く添加すると粗大に晶析出し、機械的性質及び冷間加工性を低下させるため、Cu添加の上限値は5wt%である。一方、下限値についてはインゴットの不純物レベルの0.001wt%とする。添加元素Cuは所定の機械的特性、特に強度を得るために、必要に応じて添加する。
【００１６】
本願発明に係わるアルミニウム合金において、Mgを添加すると、α相の微細化効果があるが、更に、Tiの添加によるα相微細化効果も助長する。このため、Cuの添加に比較して、Mg添加による強度向上の効果が大きい。ただし、1wt%より多く添加すると脆化挙動を示し、冷間加工性が低下するため、Mg添加の上限値は1wt%とする。一方、下限値は、不純物レベルの0.001%とする。
本願発明に係わるアルミニウム合金において、上記の添加元素の他に不可避不純物が含まれることは構わない。
なお、Cu添加量（wt%）およびMg添加量（wt%）に対する、T6熱処理後の強度σb（N/mm2）の関係を次式で示す。
【００１７】
σb（N/mm2)=180(±60)+50×Cu(wt%)+Mg(wt%)×(110+60/Mg(wt%))
【００１８】
更に、本願発明のアルミニウム合金長尺体は、上記のアルミニウム合金の成分とともに、組織に特徴がある。すなわち、本願発明のアルミニウム合金長尺体内部に存在するSi粒の大きさは、平均20μm以下であり、かつ、最大のSi粒の大きさを40μmまで許容できる。このように大きなSi粒分布を有しながらも、良好な機械的特性と冷間加工性を維持しているのは、その組織が、熱間圧延組織、あるいは再結晶組織、あるいは熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織から形成されているためである。
従来のアルミニウム合金は、鋳造組織が残存しており冷間加工性が悪いが、本願発明のアルミニウム合金長尺体の組織は、熱間圧延組織、あるいは再結晶組織、あるいは熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織であり、鋳造組織に比べ、冷間加工性に優れている。
【００１９】
上記本願発明に係わるアルミニウム合金を溶解後、鋳造時のアルミニウム合金溶湯中の100g当たりの水素量を0.2cc/100ｇAl以下にすることが好ましい。これは、アルミニウム合金溶湯中に0.2cc/100ｇAl以上の水素を含むとアルミニウム合金の機械的特性や冷間加工性の低下、また、ブリスターの発生等の問題が生じやすくなるためである。
【００２０】
また、本願発明に係わるアルミニウム合金の鋳造温度は、650℃〜690℃の温度範囲が望ましい。その後の凝固の操作は、鋳造材の最も冷却の遅い部分のデンドライト2次枝間隔が、50μm以下となる冷却速度で行う。その理由は、これより大きいデンドライト2次枝間隔であると、熱間圧延終了後に最大粒径が40μmより大きなSi粒が残存するとともに、Si粒の平均粒径が20μmより大きくなり、機械的特性及び冷間加工性が低下するからである。Fe、Mn、Cr系晶析出物は、デンドライト2次枝間隔を50μm以下としている限り、それぞれの添加元素量を低く抑えてあるため粗大にはならない。なお、Cu系晶析出物は、Fe、Mn、Cr系晶析出物よりも大きく生成する傾向があるが、30μmを越える粗大な晶析出物は生じない。
【００２１】
得られた本願発明に係わるアルミニウム合金の鋳造材は、引き続き、350〜520℃の温度範囲で、加工度40%以上の熱間圧延を実施する。温度を350〜520℃と規定したのは、350℃以下では鋳造材の圧延加工が困難であり、520℃以上では、粒界割れを生じ熱間圧延が困難になるためである。40%以上の加工度としたのは、鋳造組織を鍛錬して、冷間加工性に優れる熱間圧延組織に変えるのに必要な加工度であるからである。
【００２２】
本願発明に係わるアルミニウム合金の鋳造から熱間圧延までは、連続して行うことが望ましい。これは、熱間圧延後に熱処理を実施する場合、本願発明に係わるアルミニウム合金では、添加元素のFe、Mn、Cr等の添加量を少なく抑えているため、熱間圧延温度での加熱時間が長くなると、鋳造時に過飽和に固溶した添加元素のFe、Mn、Cr等が析出して、再結晶抑制に寄与しなくなり、粗大結晶粒が生成するからである。上記の熱間圧延温度での加熱時間は、2h以内、望ましくは、10min以内が良い。
【００２３】
熱間圧延の終了後、長尺体となったアルミニウム合金は、コイルに巻き取ってもよい、あるいは、定尺に切断して棒材とすることも可能である。
上述の製造方法を具体的に実現する設備には、生産性の高いプロペルチ式連続鋳造圧延設備を用いることができる。しかし、同様の製造条件を達成できる設備であれば、本願発明のアルミニウム合金長尺体の製造が可能である。
【００２４】
更に、コイル、棒材となった本願発明のアルミニウム合金長尺体を調質するため、熱間圧延後に熱処理を施す。熱処理は、350〜520℃の温度範囲で、2〜50hの加熱を行う。本願発明における熱間圧延後の熱処理は、次に示す効果がある。
【００２５】
第１の効果は、アルミニウム合金長尺体のSi粒の制御ができることである。先にも述べたように、本願発明に係わるアルミニウム合金の鋳造時において、鋳造材中には冷却速度の分布が生じている。鋳造材の冷却速度が遅い箇所と速い箇所では、Si粒の大きさに分布を生じる。しかし、Srを添加して微細化したSi粒は、オストワルド成長と考えられる現象により、熱処理を実施すると小さいSi粒ほど早く成長し、温度、時間依存性が認められるものの、粒径が15〜20μm程度になると成長が鈍化する。本願発明における熱処理は、この現象を利用したもので、本願発明に係わるアルミニウム合金のSi粒の粒度分布を制御することで、良好な機械的特性と冷間加工性を有するアルミニウム合金長尺体を得ることができる。本願発明において、熱処理温度の上限を520℃としたのは、Si粒の成長速度は、熱処理温度が高いほど速いが、520℃より高い熱処理を実施するとSi粒径が平均20μm以上に成長する箇所が生じるため、好ましくないからである。一方、熱処理温度の下限を350℃としたのは、アルミニウム合金長尺体のSi粒は、350℃より低い温度では有効な成長が認められないからである。なお、熱処理時間は、350〜520℃の温度範囲で、熱処理時間2h以上の熱処理であれば有効なSi粒の成長が見られるが、50hを越えた熱処理を行っても、その効果は小さいため、生産性を考慮すれば、熱処理時間として、2〜50hが好ましい。
【００２６】
第２の効果は、アルミニウム合金長尺体の均質化の効果があることである。一般に、鋳造後の鋳塊にマクロ偏析があると冷間加工性が悪いが、本願発明は、熱間圧延後に熱処理を行うので、熱間圧延後も残っているマクロ偏析を解消し、冷間加工性を向上させる効果がある。
【００２７】
第３の効果は、アルミニウム合金長尺体の結晶組織の結晶粒の制御ができ、良好な機械的特性と冷間加工性を有するアルミニウム合金長尺体を得ることができることである。
熱間圧延後の熱処理によるアルミニウム合金長尺体の再結晶に関しては、十分な加工度が得られている場合、微細な結晶粒が得られ、熱間圧延組織よりも優れた冷間加工性が得られる。しかし、熱処理以前の履歴により部分的な再結晶が生じ、粗大な再結晶粒となる場合もあり、アルミニウム合金長尺体の機械的特性と冷間加工性が低下する。このような場合には、熱処理温度を低くして、アルミニウム合金長尺体の結晶組織を微細な再結晶粒と熱間圧延組織の混合組織に留めておく方が、冷間加工性が良い。
【００２８】
以上、本願発明の熱間圧延後の熱処理は、アルミニウム合金長尺体のSi粒の制御、長尺体の均質化及び結晶組織の再結晶の制御を基に検討しているものであるが、最優先項目として、Si粒の制御を主として実施する。
【００２９】
得られた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体は、機械的特性、冷間加工性に優れ、例えば、鍛造用素材として用いられ、冷間鍛造加工も可能である。
以下、実施例により本願発明をより詳細に説明する。
【００３０】
【実施例】
表１に本願発明材および比較材のアルミニウム合金のSi、Fe、Mn、Crの基本的な組成を示す。本願発明のアルミニウム合金長尺体と比較材は、いずれもプロペルチ連続鋳造圧延法により作製した。連続鋳造機で作製される鋳造材の断面積は3500mm2で、溶湯の鋳造機への鋳湯温度は650〜690℃とした。連続鋳造機で作製された鋳造材は、凝固完了後5min以内に420℃で熱間圧延して、直径30mmの長尺体とし、この長尺体を直径1.7mのコイルとした。このときの加工度は、減面率で80%である。続いて、長尺体をコイルの状態で450℃×15hの熱処理を施した後、長尺体の表面切削と伸直、切断を実施して、直径28mmの丸棒した。比較材も同様の製法で製造した。
【００３１】
本願発明材および比較材と同一の成分のアルミニウム合金を縦型連続鋳造機により鋳造し、従来材とした。縦型連続鋳造機では、鋳造材のコイル化が不可能であるため、鋳造後、鋳造材を定尺に切断した。鋳造材の断面の直径は、30mmであり、鋳造後、450℃、13hの熱処理を施した後、鋳造材を表面切削して、直径28mmの丸棒とした。
【００３２】
本願発明材、比較材および従来材の機械的強度（疲労強度）は、得られた直径28mmの棒材からダンベル試験片（平行部の直径8mm、ゲージ長（GL）=10mm)を作製し、完全両振りで、疲労試験によりＳ−Ｎ曲線を求めた後、105回の応力値で比較した。
冷間加工性は、直径の２倍の高さを有する円柱試験片を軸方向に圧縮し、割れが発生するまでのすえ込み率で評価した。
耐摩耗性は、ピン／ディスク式の試験機を用い、毎分600回転で回転するSUJ2製ディスクに、直径28mmの本願発明品と従来製法による試料（ピン）を490Nの力で押し当て300h経過後の摩耗重量減を測定した。
【００３３】
以下、表１の組成において、Ti、Srを添加した添加元素の効果を説明する。
表１に示すSi、Fe、Mn、Crの組成のアルミニウム合金に、Srを0.02wt%添加し、Tiを0.001、0.003、0.005、0.01、0.02、0.03、0.04wt%と添加量を変化させた試料を作製し、従来製法による試料と疲労強度と耐摩耗性を比較した。本願発明材のTi添加によるα相の微細化は、0.003wt%で既に効果が確認でき、0.02wt%でほぼ効果が飽和した。
Ti添加に関しては、本願発明の比較的遅い冷却速度の鋳造、凝固を許容するため重要な役割を果たす。特にTi添加はα相の大きさに与える影響が大きい。縦型連続鋳造機の様に比較的速い冷却速度が達成できる場合、鋳造材の組織は、柱状晶となり柱状晶は微細なデンドライト組織で形成される。しかし、本願発明のように遅い冷却速度を許容する場合、柱状晶とともに等軸晶が形成される。等軸晶の内部もデンドライトで形成されるが、冷却速度が遅い場合、等軸晶が大きく成長して、α相の面積が増加する。言い換えれば、等軸晶間に形成される共晶域の間隔が大きくなる。Tiの添加は、等軸晶の数を増加させて、α相の面積を減少させ、等軸晶間に形成される共晶域の間隔が小さくなると考えられる。
一方、耐摩耗性に関しては、Tiを0.003wt%添加した試料は、耐摩耗性が従来製法に比較して低下したが、0.005wt%以上の試料では、従来製法に対して差違が認められなかった。低下の原因を調査したところ、凝着摩耗が確認された。これはα相の面積が大きいため、ディスク材と部分的な焼き付きを起こしたためと考えられる。
疲労強度に関しては、Tiが0.04wt%の試料で従来材に比較して低下が認められ、破断面にはAl-Ti系の粗大な化合物が確認された。本願発明では、比較的遅い冷却速度を許容するため、Tiを0.04wt%以上添加するとAl-Ti系の粗大な晶析出物を生じ、疲労強度が低下すると考えられる。
【００３４】
Sr添加に関しては、表１に示すSi、Fe、Mn、Crの組成のアルミニウム合金にTiを0.015wt%添加し、Srを0.002、0.003、0.005、0.007、0.01、0.03、0.04wt%と添加量を変化させた試料を作製し、疲労強度、耐摩耗性を評価した。Srが0.003wt%より少ない場合、同一の組成の従来材に比べて、疲労強度と耐摩耗性の低下が観察された。
疲労破断面の観察を実施したところ、破面に粗大Si粒が確認され、鋳造後の鋳造材にも同様な粗大に成長したSi粒が認められることから、粗大Si粒が悪影響を与えたためと考えられる。
耐摩耗性に関しては、低下の原因がはっきりとしないが、粗大なSi粒が欠落し、研磨剤として寄与した可能性が考えられる。鋳造材の断面観察からSr添加の上限に関しては、0.007wt%でSi粒の微細化効果が飽和すると考えられる。
ただし、Srは溶解炉で保持すると酸化消失するため、損失を考慮し、多めに入れておく必要がある。しかし、Srを0.03wt%より多く添加すると溶湯のH2ガス吸収が大きくなり、鋳造時に鋳造割れが生じやすくなり、また、熱処理時にブリスターが生成しやすくなるため、上限は0.03wt%とするのがよいことがわかった。
【００３５】
また、表2のSi、Fe、Mn、Crの組成のアルミニウム合金に、Srを0.01wt%、Tiを0.018wt%添加して、上述の工程で製造した本願発明材と比較材の耐摩耗性、疲労強度、冷間加工性を比較した結果を示す。
本願発明材は、従来製法材と同等の耐摩耗性、疲労強度を有しながら、冷間加工性に優れていることがわかった。
【００３６】
また、表2に鋳造材のDAS測定値（デンドライト2次枝間隔）とアルミニウム合金長尺体の平均Si粒径、最大Si粒径を示す。本願発明材と比較材を比較すれば、Si粒を制御する本願発明材において、耐摩耗性、疲労強度および冷間加工性が優れていることがわかった。
【００３７】
同様に、表３のSi、Fe、Mn、Crの組成のアルミニウム合金に、Srを0.01wt%、Tiを0.018wt%添加して、本願発明材をプロペルチ式連続鋳造圧延機にて製造する際に、鋳造機の冷却水を絞り、鋳造時の冷却速度を小さくして作製した場合の本願発明材と比較材の疲労強度と冷間加工性の試験結果を示す。表３には併せて、鋳造材のDAS測定値（デンドライト2次枝間隔）とアルミニウム合金長尺体の平均Si粒径、最大Si粒径を示す。
これより、本願発明に係わるアルミニウム合金においても、最大Si粒径が40μmより大きくなる場合には、疲労強度、冷間加工性等が低下することがわかった。
【００３８】
次に、図１に本願発明のアルミニウム合金長尺体の冷間加工性を従来材の冷間加工性と相対的に比較した結果を示す。なお、冷間加工性は、直径の２倍の高さを有する円柱試験片を軸方向に圧縮し、割れが発生するまでのすえ込み率で評価した。
表2の本願発明材のNO.3-2、13-2および21-2の組成にSrを0.01wt%、Tiを0.018wt%添加したアルミニウム合金を用い、プロペルチ鋳造機の鋳込み断面積を900〜3500mm2まで変化させて鋳造材を作製し、その後、熱間圧延を行い、最終的に直径30mmの丸棒を作製することにより、熱間圧延の加工度を変えたアルミニウム合金長尺体を作製した。また、同一組成を用い、縦型連続鋳造機により鋳造し、従来材を作製した。
図１より、本願発明に係わるアルミニウム合金を用い、連続鋳造後、40%以上の加工度の熱間圧延により得られた熱間圧延組織を有する本願発明材が、冷間加工性に優れていることがわかった。
【００３９】
なお、上記耐摩耗性アルミニウム長尺体を製造するには、Siを7〜13wt%、Feを0.001〜0.2wt%、MnおよびCrの少なくとも１つを0.25wt%、Srを0.003〜0.03wt%、Tiを0.001〜0.03wt%含み、残部がAlおよび不可避不純物であるアルミニウム合金を溶解し、溶湯中に存在する水素量を0.2cc/100ｇAl以下にした後、デンドライト2次枝間隔が50μm以下となる様に連続鋳造により鋳塊を作製し、その後、350℃〜520℃の温度範囲で40%以上の熱間圧延が必要であった。圧延温度を350〜520℃としたのは、350℃未満の温度では、40%以上の圧延加工が不可能であり、520℃を越える温度では、粒界割れを生じるため、圧延加工が困難なためである。また、熱間圧延は、鋳造後、連続して行うのが良い。これは、連続鋳造後、熱間圧延温度に2h以上保持すると、熱間圧延終了後に行う熱処理時に再結晶粒が粗大となり、冷間加工性向上の効果が小さくなるためである。
【００４０】
次に、熱間圧延終了後の熱処理によるSi粒の制御の効果を図２に示す。図２には、本願発明の試料NO.21-2の組成にSrを0.01wt%、Tiを0.018wt%添加したアルミニウム合金及び同合金においてSrを添加していないアルミニウム合金を用いた、直径30mmの丸棒試料の熱処理による平均Si粒径の断面径方向の分布を示した。
Srを添加していないアルミニウム合金では、破線で示すように熱処理前と熱処理後でSi粒の分布が変わらず、冷却速度の分布が比較的大きい方法で製造すると、試料内部と外部でSi粒の分布を生じることがわかった。
一方、Srを添加した本願発明のアルミニウム合金（試料NO.21-2）では、熱処理前にはSi粒の分布があるが、熱処理を施すことにより、小さいSi粒が成長し、直径約20μmまで成長すると成長速度が低下する。また、Si粒の成長は、熱処理温度350℃から生じることがわかった。ただし、520℃より高い温度で熱処理を実施するとSi粒の成長が20μm以上に成長するので、熱処理温度を520℃以下で実施する必要がある。350℃より低い熱処理温度では、Si粒が成長するために長時間を要し、生産性の面から工業的に適切な処理と言えない。Si粒を均一に分散させるために、必要な熱処理条件は、生産性を考慮して350〜520℃の温度範囲で2〜50hの熱処理時間であることがわかった。
【００４１】
本願発明において行われる熱処理は、Si粒の制御を主とする熱処理であるが、同時に熱間圧延組織から再結晶組織へと組織が変化する場合、すなわち、第２の効果が認められた。図３は、熱処理時間に対する冷間加工性の変化を示す図である。図３に示す様に、熱間圧延後の熱処理による再結晶組織の生成により、冷間加工性が向上することがわかった。
しかし、長時間の熱処理は、結晶粒の成長を招き、冷間加工性が低下する。また、熱間加工度が比較的小さい、例えば、加工度４０％未満の場合、部分的な再結晶を生じ粗大粒が生じやすく、冷間加工性が低下する。このように結晶粒の成長を伴う場合には、冷間加工性が低下するので、Si粒を制御できる範囲で、短時間、低温で熱処理を実施することにより、熱間圧延組織が維持された方が冷間加工性が良いことがわかった。なお、冷間加工性に低下が認められるのは、アルミニウム長尺体の断面内に、約5〜7mm以上の結晶粒径が認められた段階であることがわかった。
【００４２】
また、図４は、熱間圧延前の加熱温度350℃における加熱時間の長さによる冷間加工性の変化を示す図である。熱間圧延組織の再結晶に対し、熱間圧延前の熱履歴は重要であり、図４に示すように、連続鋳造の終了後、1min以内に熱間圧延した際の冷間加工性を100とすると、熱間圧延前の加熱時間が長い場合、すなわち、熱間圧延前の熱履歴が大きい場合、冷間加工性が低下することがわかった。これは、Si粒の成長とは異なり、熱間圧延組織の再結晶は、熱間圧延後の熱処理の初期の段階（通常１h以下）で生じるが、本願発明のアルミニウム合金では、Fe、Mn、Crといった添加元素量を少なく抑えているため、熱間圧延の実施前に350〜520℃の温度域に長時間保持すると、これら元素の析出が進行し、熱間圧延後の熱処理時に再結晶の抑制に有効に寄与しなくなるためと考えられる。熱間圧延前の熱履歴は、熱間圧延が可能な加熱温度域で2h以下の保持、望ましくは10min以下の保持とすることが良いことがわかった。
【００４３】
次に、本願発明に係わるアルミニウム合金にCu、Mg元素を添加し、冷間加工性を調査した。表１の試料NO.1-1〜1-24に対して、更にCuを１、2、3、4、5、6wt%、Mgを0.2、0.4、0.8、1.0、1.2wt%をそれぞれ加えた試料、またCuとMgを組み合わせた試料を表１と同様の製法で作製した。また、同一成分の材料を用い、縦型連続鋳造機により鋳造し、従来材を作製した。
Cuを6wt%添加した本願発明材は、Al-Cu系の粗大晶析出物が存在し、従来材に対して冷間加工性が低下した。また、Mgを1wt%加えた本願発明は、従来製法とほぼ同等の冷間加工性となり、1.2wt%加えた試料では冷間加工性が低下した。
一方、その他の本願発明材は、いずれも従来材に比較して冷間加工性が向上し、耐摩耗性、疲労強度共に従来材と同等以上の特性を示した。Mgを添加した本願発明材に関しては、鋳造時にアルミニウム合金初晶（α相）の微細効果が確認された。上記範囲内では、添加量が増えるほど、耐摩耗性が従来材と比較して相対的に優れる結果が得られた。Mgの添加は、アルミニウム合金自体の強度向上とともに、α相微細化による耐摩耗性向上の効果があることがわかった。
Cu、Mgを添加したアルミニウム合金は、時効処理を施すことにより強度を向上させることができる。Cu、Mg添加元素を含む本願発明材を冷間加工性試験において60%圧縮した試料と冷間圧縮加工が不可能であったため、325℃で60%の温間圧縮加工により作製した従来材を、溶体化処理（495℃×3h熱処理後、水冷）した後、時効熱処理（175℃×8h）した。
これらの試料の耐摩耗性、疲労強度を比較すると、本願発明材は、耐摩耗性、疲労強度ともに、同一組成の従来材に比較して優れていることがわかった。
なお、Cu、Mg添加を含むアルミニウム合金の上記溶体化、T6熱処理後の引張強さは、概略次式で表すことができた。
【００４４】
σb（N/mm2)=180(±60)+50×Cu(wt%)+Mg(wt%)×(110+60/Mg(wt%))
【００４５】
【発明の効果】
以上述べたように、本願発明に係わるアルミニウム合金を連続鋳造し、熱間圧延、熱処理を行うことにより、機械的特性、冷間加工性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を得ることができる。また、耐摩耗性アルミニウム合金長尺体をコイルの状態で供給が可能であり、さらに、冷間加工性に優れることから、加工する際に素材を加熱することが不要であり、冷間鍛造加工と組み合わせ、素材から部品を連続して作製することができるという工業上顕著な効果を奏するものである。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【００４９】
【図面の簡単な説明】
【図１】本願発明のアルミニウム合金長尺体と従来材の加工度に対する冷間加工性の関係を示した図である。
【図２】本願発明のアルミニウム合金とSrを添加していないことを除き同一成分のアルミニウム合金を用いた丸棒試料の熱処理による平均Si粒径の断面径方向の分布を示した図である。
【図３】本願発明のアルミニウム合金長尺体と従来材についての熱間圧延後の熱処理時間に対する冷間加工性の関係を示す図である。
【図４】本願発明のアルミニウム合金長尺体の熱間圧延前の熱履歴による冷間加工性を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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