【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、アルミニウム合金の急冷凝固粉末または
急冷凝固薄片を原料として、粉末冶金法により製造され
るアルミニウム合金部材であつて、室温から約200℃ま
での範囲内の温度下で高い強度を示し、且つ、約400℃
までの高温に長時間保持された後も高い強度を保ち、さ
らに、押出しおよび鍛造等の熱間加工性に優れた、高強
度・耐熱性アルミニウム合金部材およびその製造方法に
関するものである。
〔従来の技術〕
近年、急冷凝固法によつて製造された新種の合金の各
方面への応用が期待されている。急冷凝固法によれば、
従来困難とされていた合金元素の均一な固溶、過飽和固
溶体の形成および金属間化合物の微細分散化が可能とな
り、さらに、極微細結晶組織および非晶質組織が得られ
る場合もあるなど、合金の持つ特性を大幅に向上させる
ことができる。
アルミニウム合金の場合、その中に含有されるFe等の
遷移金属元素の固溶量は、平衡状態で0.1wt.％前後程度
であるが、急冷凝固法によれば、これが約10wt.％まで
拡大される。
この結果、急冷凝固アルミニウム−遷移金属合金の粉
末または薄片では、200以上のヴイツカース硬度を示す
ものが比較的容易に得られ、また薄肉リボン状の急冷凝
固アルミニウム−遷移金属合金をそのまま引張試験に供
すれば、50Kgf/mm2以上の引張り強さが示される。
〔発明が解決しようとする問題点〕
しかしながら、このような急冷凝固アルミニウム合金
の微小形状体に対し、熱間展伸加工を含む成形加工を施
し所定形状のアルミニウム合金部材を成形すると、その
間の熱履歴により、ヴイツカース硬度は高々100程度、
引張り強さは約30kgf/mm2にまで低下し、新規の構造材
料としては魅力の無いものになる問題がある。
そこで、急冷凝固アルミニウム合金の粉末または薄片
を、熱間成形加工してアルミニウム合金部材とした後
も、なお実用上十分な強度および耐熱性を保持させるた
めの手段として、Fe等の遷移金属元素の含有量を増大さ
せる方法、または、比較的希少で高価な別種の遷移金属
元素（例えばCe）を添加する方法等が提案されている
が、これらの方法によつて製造されたアルミニウム合金
部材には、部品形状への加工、例えば熱間鍛造等が著し
く困難になり、さらに、高価な遷移金属が添加された合
金部材は、経済性の点で用途が限定される等の問題があ
る。
従つて、この発明の目的は、急冷凝固法および粉末冶
金法により製造される高強度・耐熱性アルミニム合金部
材であつて、含有金属元素が比較的安価で経済性に優
れ、熱間鍛造等の加工性が良好であり、室温から約200
℃までの温度下において、実用上十分な強度を示し、且
つ、約400℃までの高温に保持された後も十分高い強度
を保つことができる高強度・耐熱性アルミニウム合金部
材およびその製造方法を提供することにある。
〔問題点を解決するための手段〕
本発明者等は、上述した問題を解決すべく鋭意研究を
重ねた。その結果、ほぼ等量のFeおよびNiを一定量含有
するアルミニウム合金を急冷凝固させると、Al9FeNiの
組成を有する金属間化合物がアルミニウム基地中に微細
分散して分散強化が生じ、さらに、これに一定量のCuお
よびMgを含有させると析出硬化が加味され、比較的低温
での強度がさらに向上し、所望の高強度・耐熱性アルミ
ニウム合金部材が得られることを知見した。
この発明は、これらの知見に基いてなされたものであ
つて、
本願第１発明は、
Fe:5.5〜8.0wt.％、
Ni:5.5〜8.0wt.％、
但し、前記Feと前記Niとの含有割合
Fewt.％/Niwt.％:0.7〜2.1、
Cu:1.5〜5.0wt.％、
Mg:0.2〜2.0wt.％、
残部：アルミニウムおよび不可避不純物、
からなる化学成分組成を有することを特徴とする、高強
度・耐熱性アルミニウム合金部材。
本願第２発明は、
Fe:5.5〜8.0wt.％、
Ni:5.5〜8.0wt.％、
但し、前記Feと前記Niとの含有割合
Fewt.％/Niwt.％:0.7〜2.1、
Cu:1.5〜5.0wt.％、
Mg:0.2〜2.0wt.％、
残部：アルミニウムおよび不可避不純物、
からなる化学成分組成を有するアルミニウム合金の急冷
凝固粉末または急冷凝固薄片を用いて、粉末冶金法にて
製造してなることを特徴とする、高強度・耐熱性アルミ
ニウム合金部材の製造方法。である。
この発明において、アルミニウム合金部材の化学成分
組成を上述のように限定した理由を以下に述べる。
（１） Fe,Niおよび含有比
FeおよびNiは共に遷移金属元素であり、これらのアル
ミニウム中への固溶度は低く、いずれも金属間化合物と
して晶出または析出する。従つて、FeおよびNiを含有す
るアルミニウム合金を急冷凝固すると、金属間化合物と
してのFeおよびNiは微細且つ均一に分散する結果、合金
部材の強度および耐熱性を高める。
この際、FeまたはNiの一方を単独で含有させた場合の
金属間化合物の化学成分組成はAl3FeまたはAl3Niに近
く、また、Cuを含むアルミニウム合金に、FeまたはNiの
いずれか一方を単独で含有させた場合は、Al・Fe・Cuま
たはAl・Ni・Cuの三元系金属間化合物を形成し、その結
果Cuの析出硬化作用が失われる。
これに対して、FeおよびNiをほぼ等量含有させると、
化学成分組成がAl9・Fe・Niの金属間化合物を形成す
る。この場合には、FeおよびNiの添加量に対して、形成
される金属間化合物の体積率が高く、またCuを含む金属
間化合物は形成されないのでCuの析出硬化作用が保た
れ、高い強度のアルミニウム合金部材が得られる。
さらに、NiはAl−Fe合金の融点を低下させる作用を有
するので、急冷凝固粉末等の大量生産において、著しく
経済性を向上させる。
Feの含有割合が5.5wt.％未満では強度向上効果が十分
でなく、一方、8.0wt.％を超えると合金部材の延性が低
下し、また熱間加工性も低下するので実用上問題を生じ
る。従つて、Feの含有割合は、5.5wt.％〜8.0wt.％とす
るべきである。
Niの含有割合が5.5wt.％未満では強度向上効果が十分
でなく、一方、8.0wt.％を超えると合金部材の延性が低
下し、また熱間加工性も低下するので実用上問題を生じ
る。従つて、Niの含有割合は、5.5wt.％〜8.0wt.％とす
るべきである。
FeとNiとの含有割合、即ち、Fe wt.％/Niwt.％が、0.
7未満または2.1を超えると、いずれもAl9・Fe・Niの形
成量が減少し、Al・Fe・Cu,Al・Ni・Cu等の金属間化合
物が形成されて、強度および延性の低下を招く。従つ
て、Fe wt.％/Ni wt.％は、0.7〜2.1とするべきであ
る。
（２） Cu
Cuは主といて析出硬化により強度向上に寄与し、特に
200℃以下での強度向上に有効である。
Cuの含有割合が1.5wt.％未満では強度向上効果が十分
でなく、一方、5.0wt.％を超えると延性が低下し、また
熱間加工性も低下する。従つて、Cuの含有割合は、1.5w
t.％〜5.0wt.％とするべきである。
（３） Mg
MgはCuと共に主として析出硬化により強度向上に寄与
し、特に200℃以下での強度向上に有効である。
Mgの含有割合が0.2wt.％未満では強度向上効果が十分
でなく、一方、2.0wt.％を超えると延性が低下し、また
熱間加工性も低下する。従つて、Mgの含有割合は、0.2w
t.％〜2.0wt.％とするべきである。
次に、この発明のアルミニウム合金部材の製造方法に
ついて説明する。
所定の化学成分組成を有し、あらかじめ合金化された
溶融アルミニウム合金から、従来の急冷凝固手段により
粉末または薄片を得る。経済性および量産性に優れる急
冷凝固手段としては、ガスアトマイズ法が知られてい
る。
Al−Fe系合金を、ガスアトマイズ法によつて急冷凝固
して強度の高い合金を得るには、凝固速度は一般に103
℃/sec以上であることが望ましいとされている。
本発明のアルミニウム合金部材が高強度を有する原因
の一部は、急冷凝固により得られる微細金属間化合物の
分散にあるが、この原因の他の一部はCuおよびMgの析出
硬化にある。従つて凝固速度が102℃/sec以上でも、実
用上十分な強度を得ることが可能であり、凝固速度面に
おいて、本発明のアルミニウム合金部材は、より高い経
済性を有している。
ただし、凝固速度が102℃/sec未満では粗大な金属間
化合物が形成され、アルミニウム合金部材の延性が著し
く低下する。
このようにして得られた急冷凝固粉末または薄片から
所望のアルミニウム合金部材を得るには、従来から行わ
れている粉末冶金的手段が用いられる。
粉末冶金的手段の標準的な工程としては、まず冷間ま
たは／および熱間での圧粉によりビレツトを成形し、次
いで成形したビレツトから合金部材を得るものである。
圧粉は通常、金型成形、熱間静水圧圧縮（HIP），ま
たは、冷間静水圧圧縮（CIP）等によつて行われる。
本発明のアルミニウム合金における析出硬化は、合金
部材の溶体化処理により最も有効に発揮されるが、500
℃付近での溶体化を行うと合金部材にふくれが発生する
場合がある。これは、原料粉末または薄片に吸着してい
た水素ガスに因るものである。従つて、このふくれを防
止するために、圧粉前または圧粉時に適当な脱ガス処理
を行うことが望ましい。
次に、ビレツトから合金部材を得る手段としては、熱
間押出、熱間押出後熱間鍛造、熱間鍛造、または、熱間
圧延等、通常の溶解鋳造法によつて鋳造されたビレツト
に対し施される方法と同じ熱間加工方法が用いられる。
本発明のアルミニウム合金部材は、熱間圧粉時および
熱間加工時に分散粒子が若干粗大化しても、急冷凝固ア
ルミニウム合金に比べて強度の低下が少ない。その理由
は、急冷凝固アルミニウム合金が分散強化のみをその強
度の因としているのに対し、本発明のアルミニウム合金
部材の強度は、分散強化および析出硬化の両方に因るか
らである。
従つて、その加工に当り、より良好な加工性および低
い加工圧力が得られる高温側の条件が選択できる。
すなわち、本発明のアルミニウム合金の熱間圧粉温度
および加工温度は、それぞれ350〜520℃の範囲が適当で
ある。
〔実施例〕
次に、本発明を実施例により説明する。
第１表に示す本発明の範囲内の化学成分組成を有する
母合金No.、、および第１表に併せて示す本発明
の範囲外の化学成分組成を有する母合金No.〜をそ
れぞれ溶解し、ガスアトマイズ法により急冷凝固粉末と
した。急冷凝固粉末の粒度は、アトマイズ条件の設定お
よびアトマイズ粉末のふるい分けにより、−32メツシユ
（ふるいの目開き:500μｍ以下）とした。冷却速度は、
約102℃/sec以上であつた。
これらの急冷凝固粉末を、400℃の温度で熱間プレス
して直径60mmのビレツトに成形した。次いで、これらの
ビレツトの各々を温度450℃および押出比16で熱間押出
し、直径15mmの丸棒部材とした。
一方、第１表に併せて示す本発明の範囲外の化学成分
組成を有する母合金No.（AA2618合金）およびNo.
（AA2024合金）を、溶解鋳造法により直径200mmのビレ
ツトとし、温度450℃および押出比16で熱間押出し、直
径50mmの丸棒部材とした。
次いで、これらの丸棒部材に対して、495℃の温度で
溶体化後、焼入れを施した後、200℃の温度で８時間人
工時効することことからなる調質（T6調質）を施して本
発明の供試体No.2、３、５および比較用供試体No.11〜1
5を調製した。
ただし、比較用供試体No.13は、CuおよびMgを含有し
ないので、T6調質を施しても強度上昇は生じない。
一方、前述の丸棒部材に対して、400℃の温度で１時
間保持後、十分緩やかに冷却することからなる調質（０
調質）を施して本発明の供試体No.7、８、10および比較
用供試体No.16〜20を調製した。
そして、本発明の供試体No.2、３、５および比較用供
試体No.11〜15に対して、室温および200℃の温度で、本
発明の供試体No.7、８、10および比較用供試体No.16〜2
0に対して室温で、それぞれ引張り試験を行い、その結
果を母合金の種類、製造方法、調質の種類とともに第２
表に示した。
第２表に示すように、T6調質を施した比較用供試体N
o.11〜15は、室温での引張り強さがいずれも50Kgf/mm2
未満、200℃での引張り強さはいずれも36Kgf/mm2未満で
あり、強度および耐熱性が劣つている。
０調質を施した比較用供試体No.19およびNo.20は、室
温での引張り強さが20Kgf/mm2未満であり、強度および
耐熱性が極端に劣つている。
これに対してT6調質を施した本発明の供試体No.2、
３、５は、室温での引張り強さがいずれも50Kgf/mm2以
上、200℃での引張り強さはいずれも36Kgf/mm2以上であ
り、強度および耐熱性に優れている。
Ｏ調質を施した本発明の供試体No.7および10は、室温
での引張り強さが40kgf/mm2以上、No.8は50Kgf/mm2以上
であり、いずれも強度および耐熱性に優れている。
〔発明の効果〕
以上詳述したように、本発明に係るアルミニウム合金
部材は高い室温強度を有し、また高温強度および高温に
保持後の残留強度に優れる点で高い耐熱性を有する。自
動車エンジン部品への応用を例に取れば、コンロツドの
使用環境はおよそ200℃以下であり、本発明に係る合金
部材はその温度範囲において従来の合金部材に見られな
い高い強度を示す。またピストンは、部分的に400℃以
上の高温にさらされる可能性があるが、本発明に係る合
金部材はその場合においても著しく高い残留強度を保持
することができる等、その実用性は高い。さらに、従来
の急冷凝固粉末冶金法により製造されるアルミニウム合
金に比べて、強度が同等以上であるばかりでなく、粉末
製造から合金部材加工に至る諸工程において、より経済
性の高い条件が適用でき、工業的利用の効果は大きい
等、産業上有用な効果が得られる。The present invention relates to an aluminum alloy member manufactured by a powder metallurgy method using a rapidly solidified powder or a rapidly solidified flake of an aluminum alloy as a raw material. Shows high strength at temperatures in the range up to ℃, and about 400 ℃
The present invention relates to a high-strength and heat-resistant aluminum alloy member which maintains high strength even after being held at a high temperature for a long time and has excellent hot workability such as extrusion and forging, and a method for producing the same. [Related Art] In recent years, application of various kinds of alloys manufactured by a rapid solidification method to various fields is expected. According to the rapid solidification method,
Uniform solid solution of alloying elements, formation of supersaturated solid solution and fine dispersion of intermetallic compounds, which have been considered difficult in the past, have become possible. Can greatly improve its characteristics. In the case of aluminum alloys, the solid solution amount of transition metal elements such as Fe contained therein is about 0.1 wt.% In equilibrium, but according to the rapid solidification method, this increases to about 10 wt.%. Is done. As a result, a rapidly solidified aluminum-transition metal alloy powder or flake exhibiting a Vitzkars hardness of 200 or more can be obtained relatively easily, and a thin ribbon-shaped rapidly solidified aluminum-transition metal alloy can be directly subjected to a tensile test. A tensile strength of 50 kgf / mm 2 or more is shown. [Problems to be Solved by the Invention] However, when such a rapidly-solidified aluminum alloy micro-shaped body is subjected to a forming process including a hot-rolling process to form an aluminum alloy member having a predetermined shape, the heat during the process is reduced. According to the history, the Weitzkers hardness is at most about 100,
The tensile strength is reduced to about 30 kgf / mm 2 , which makes it unattractive as a new structural material. Therefore, even after the powder or flake of the rapidly solidified aluminum alloy is hot-formed into an aluminum alloy member, as a means for maintaining strength and heat resistance sufficient for practical use, a transition metal element such as Fe is used. A method of increasing the content or a method of adding another kind of relatively rare and expensive transition metal element (for example, Ce) has been proposed. However, aluminum alloy members manufactured by these methods have been proposed. In addition, processing into a part shape, for example, hot forging or the like becomes extremely difficult, and further, there is a problem that an alloy member to which an expensive transition metal is added has a limited use in terms of economy. Accordingly, an object of the present invention is to provide a high-strength, heat-resistant aluminum alloy member manufactured by a rapid solidification method and a powder metallurgy method, in which a metal element contained is relatively inexpensive and has excellent economic efficiency, and is used for hot forging and the like. Good workability, from room temperature to about 200
A high-strength, heat-resistant aluminum alloy member showing a practically sufficient strength at a temperature of up to 400 ° C. and capable of maintaining a sufficiently high strength even after being maintained at a high temperature of about 400 ° C. To provide. [Means for Solving the Problems] The present inventors have intensively studied to solve the above-mentioned problems. As a result, when an aluminum alloy containing fixed amounts of almost equal amounts of Fe and Ni is rapidly solidified, the intermetallic compound having the composition of Al 9 FeNi is finely dispersed in the aluminum matrix to cause dispersion strengthening. It has been found that when a certain amount of Cu and Mg is added to the steel, precipitation hardening is added, the strength at a relatively low temperature is further improved, and a desired high-strength and heat-resistant aluminum alloy member can be obtained. The present invention has been made based on these findings, and the first invention of the present application is Fe: 5.5 to 8.0 wt.%, Ni: 5.5 to 8.0 wt.%, Provided that the Fe and Ni Content ratio Fewt.% / Niwt.%: 0.7 to 2.1, Cu: 1.5 to 5.0 wt.%, Mg: 0.2 to 2.0 wt.%, Balance: aluminum and unavoidable impurities, characterized by having a chemical composition of High strength and heat resistant aluminum alloy member. In the second invention of the present application, Fe: 5.5 to 8.0 wt.%, Ni: 5.5 to 8.0 wt.%, Provided that the content ratio of Fe and Ni Fewt.% / Niwt.%: 0.7 to 2.1, Cu: 1.5 ~ 5.0wt.%, Mg: 0.2 ~ 2.0wt.%, Balance: Aluminum and unavoidable impurities, manufactured by powder metallurgy using a rapidly solidified powder or a rapidly solidified flake of an aluminum alloy having a chemical composition of A method for producing a high-strength and heat-resistant aluminum alloy member, comprising: It is. In the present invention, the reason why the chemical composition of the aluminum alloy member is limited as described above will be described below. (1) Fe, Ni and content ratio Fe and Ni are both transition metal elements, and their solid solubility in aluminum is low, and both crystallize or precipitate as intermetallic compounds. Therefore, when an aluminum alloy containing Fe and Ni is rapidly solidified, Fe and Ni as intermetallic compounds are finely and uniformly dispersed, thereby increasing the strength and heat resistance of the alloy member. At this time, when one of Fe and Ni alone is contained, the chemical composition of the intermetallic compound is close to Al 3 Fe or Al 3 Ni, and the aluminum alloy containing Cu contains one of Fe and Ni. When singly contained, a ternary intermetallic compound of Al.Fe.Cu or Al.Ni.Cu is formed, and as a result, the precipitation hardening action of Cu is lost. In contrast, when Fe and Ni are contained in approximately equal amounts,
The chemical component composition forms an intermetallic compound of Al 9 .Fe.Ni. In this case, the volume ratio of the formed intermetallic compound is high with respect to the added amount of Fe and Ni, and since the intermetallic compound containing Cu is not formed, the precipitation hardening effect of Cu is maintained, and high strength is obtained. An aluminum alloy member is obtained. Further, Ni has a function of lowering the melting point of the Al-Fe alloy, and thus significantly improves the economic efficiency in mass production of rapidly solidified powder and the like. If the Fe content is less than 5.5 wt.%, The effect of improving the strength is not sufficient, while if it exceeds 8.0 wt.%, The ductility of the alloy member is reduced, and the hot workability is also reduced, causing a practical problem. . Therefore, the content ratio of Fe should be 5.5 wt.% To 8.0 wt.%. If the Ni content is less than 5.5 wt.%, The effect of improving the strength is not sufficient, while if it exceeds 8.0 wt.%, The ductility of the alloy member is reduced, and the hot workability is also reduced, causing a practical problem. . Therefore, the content ratio of Ni should be 5.5 wt.% To 8.0 wt.%. The content ratio of Fe and Ni, that is, Fe wt.% / Niwt.
Beyond 7 or less than 2.1, both reduces the amount of formed Al 9 · Fe · Ni, Al · Fe · Cu, intermetallic compounds such as Al · Ni · Cu is formed, a decrease in strength and ductility Invite. Therefore, Fe wt.% / Ni wt.% Should be 0.7 to 2.1. (2) Cu Cu mainly contributes to strength improvement by precipitation hardening.
Effective for improving strength at 200 ° C or less. If the Cu content is less than 1.5 wt.%, The effect of improving the strength is not sufficient, while if it exceeds 5.0 wt.%, The ductility decreases and the hot workability also decreases. Therefore, the content ratio of Cu is 1.5w
It should be between t.% and 5.0 wt.%. (3) Mg Mg, together with Cu, mainly contributes to strength improvement by precipitation hardening, and is particularly effective for strength improvement at 200 ° C. or lower. If the Mg content is less than 0.2 wt.%, The effect of improving the strength is not sufficient, while if it exceeds 2.0 wt.%, The ductility decreases and the hot workability also decreases. Therefore, the content ratio of Mg is 0.2w
It should be between t.% and 2.0 wt.%. Next, a method for manufacturing the aluminum alloy member of the present invention will be described. A powder or a flake is obtained from a pre-alloyed molten aluminum alloy having a predetermined chemical composition by conventional rapid solidification means. A gas atomizing method is known as a rapid solidification means excellent in economy and mass productivity. In order to rapidly solidify an Al-Fe alloy by a gas atomization method to obtain an alloy having a high strength, the solidification rate is generally 10 3
It is said that it is desirable to be at least ° C / sec. Part of the cause of the high strength of the aluminum alloy member of the present invention is the dispersion of fine intermetallic compounds obtained by rapid solidification, and another part of the cause is the precipitation hardening of Cu and Mg. Therefore, even if the solidification rate is 10 2 ° C / sec or more, practically sufficient strength can be obtained, and the aluminum alloy member of the present invention has higher economic efficiency in terms of solidification rate. However, when the solidification rate is less than 10 2 ° C / sec, a coarse intermetallic compound is formed, and the ductility of the aluminum alloy member is significantly reduced. In order to obtain a desired aluminum alloy member from the rapidly solidified powder or flake obtained in this manner, a conventional powder metallurgical means is used. The standard process of powder metallurgy is to first form a billet by cold or / and hot compaction and then to obtain an alloy member from the formed billet. Compaction is usually performed by molding, hot isostatic pressing (HIP) or cold isostatic pressing (CIP). Precipitation hardening in the aluminum alloy of the present invention is most effectively exhibited by the solution treatment of the alloy member,
If solution treatment is performed at around ℃, blisters may occur in the alloy member. This is due to the hydrogen gas adsorbed on the raw material powder or flake. Therefore, in order to prevent this blistering, it is desirable to perform an appropriate degassing treatment before or at the time of compacting. Next, as a means for obtaining an alloy member from the billet, a billet cast by a normal melting casting method such as hot extrusion, hot forging after hot extrusion, hot forging, or hot rolling is used. The same hot working method as used is used. In the aluminum alloy member of the present invention, even when the dispersed particles are slightly coarsened at the time of hot compaction and hot working, a decrease in strength is less than that of the rapidly solidified aluminum alloy. The reason is that the rapidly solidified aluminum alloy has only the strength of dispersion strengthening, while the strength of the aluminum alloy member of the present invention is due to both dispersion strengthening and precipitation hardening. Therefore, in the processing, it is possible to select a condition on the high temperature side where a better processability and a lower processing pressure can be obtained. That is, the hot compacting temperature and the working temperature of the aluminum alloy of the present invention are suitably in the range of 350 to 520 ° C, respectively. EXAMPLES Next, the present invention will be described with reference to examples. The master alloy No. having the chemical composition within the range of the present invention shown in Table 1 and the mother alloy No. ~ having the chemical composition outside the range of the present invention shown in Table 1 were respectively melted. A rapidly solidified powder was obtained by a gas atomizing method. The particle size of the rapidly solidified powder was set to −32 mesh (mesh size: 500 μm or less) by setting atomizing conditions and sieving the atomized powder. The cooling rate is
It was about 10 2 ° C / sec or more. These rapidly solidified powders were hot pressed at a temperature of 400 ° C. and formed into a 60 mm diameter billet. Next, each of these billets was hot-extruded at a temperature of 450 ° C. and an extrusion ratio of 16 to obtain a round bar member having a diameter of 15 mm. On the other hand, master alloys No. (AA2618 alloy) and No.
(AA2024 alloy) was formed into a 200 mm diameter billet by melt casting, and was hot extruded at a temperature of 450 ° C. and an extrusion ratio of 16 to obtain a round bar member having a diameter of 50 mm. Next, these round bar members are solution-hardened at a temperature of 495 ° C., quenched, and then subjected to tempering (T 6 tempering) comprising artificial aging at a temperature of 200 ° C. for 8 hours. Specimens Nos. 2, 3, and 5 and Comparative Specimens Nos.
5 was prepared. However, comparative specimen No.13, because not contain Cu and Mg, increase in strength does not occur even if subjected to T 6 tempered. On the other hand, after the above-mentioned round bar member was maintained at a temperature of 400 ° C. for 1 hour, it was cooled sufficiently slowly (0 ° C).
After tempering, specimens Nos. 7, 8, and 10 and comparative specimens Nos. 16 to 20 of the present invention were prepared. Then, at room temperature and at a temperature of 200 ° C., the specimens No. 7, 8, 10 and the comparative specimens No. 2, 3, 5 of the present invention and the comparative test specimens No. 11 to 15 were compared. Specimen No. 16 ~ 2
A tensile test was performed at room temperature against 0, and the results were combined with the type of master alloy, the manufacturing method, and the type of tempering.
It is shown in the table. As shown in Table 2, provided for comparison were subjected to T 6 tempered specimens N
o. 11 to 15 have a tensile strength at room temperature of 50 kgf / mm 2
, The tensile strength at 200 ° C. is less than 36 kgf / mm 2 , and the strength and heat resistance are inferior. Comparative specimens No. 19 and No. 20 subjected to zero tempering have a tensile strength at room temperature of less than 20 kgf / mm 2 and are extremely inferior in strength and heat resistance. Specimens No.2 of the present invention subjected to T 6 tempered contrast,
Samples Nos. 3 and 5 have a tensile strength at room temperature of 50 kgf / mm 2 or more and a tensile strength at 200 ° C. of 36 kgf / mm 2 or more, and are excellent in strength and heat resistance. Specimen No.7 and 10 of the present invention which has been subjected to O refining, it 40 kgf / mm 2 or more tensile strength at room temperature, No.8 is at 50 kgf / mm 2 or more, both the strength and heat resistance Are better. [Effects of the Invention] As described in detail above, the aluminum alloy member according to the present invention has high room temperature strength, and also has high heat resistance in terms of high temperature strength and excellent residual strength after holding at high temperature. Taking the application to an automobile engine part as an example, the operating environment of the conduit is about 200 ° C. or less, and the alloy member according to the present invention exhibits high strength not found in the conventional alloy member in the temperature range. Further, the piston may be partially exposed to a high temperature of 400 ° C. or more, but the alloy member according to the present invention can maintain extremely high residual strength even in such a case, and its practicality is high. Furthermore, compared to aluminum alloys manufactured by conventional rapid solidification powder metallurgy, not only are the strengths equal or higher, but also more economical conditions can be applied in various processes from powder manufacturing to alloy member processing. Industrially useful effects are obtained such that the effect of industrial use is great.