CN103459630A

CN103459630A - 高温特性优异的铝合金

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Publication number: CN103459630A
Application number: CN2012800150953A
Authority: CN
Inventors: 田中敏行; 武林庆树
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-06-10
Filing date: 2012-05-14
Publication date: 2013-12-18
Anticipated expiration: 2032-05-14
Also published as: JP2013014835A; KR20140002063A; JP5879181B2; KR20180115350A; EP2719784A1; EP2719784A4; CN103459630B; WO2012169317A1; KR20150132604A

Abstract

高温特性(耐热性、高温疲劳强度、在高温下的耐蠕变特性及高温屈服强度)优异的Al合金中，Si：超过0.1质量％且1.0质量％以下，Cu：3.0质量％以上7.0质量％以下，Mn：0.05质量％以上1.5质量％以下，Mg：0.01质量％以上2.0质量％以下，Ti：0.01质量％以上0.10质量％以下，Ag：0.05质量％以上1.0质量％以下，并且，Zr：限制为小于0.1质量％，其余由Al及不可避免的杂质构成。

Description

高温特性优异的铝合金

技术领域

本发明涉及以高速进行旋转或滑动的高速运动部件用的高温特性优异的铝合金。

背景技术

铝为低密度且高强度，具有容易加工这样的特性。利用该特性，一直以来知晓在轻型化、要求强度和加工特性的铁道车辆、机动车、船舶等输送机械、各种机械部件、发动机部件等中使用。具体而言，在发电机、压缩机等的旋转转子(小型叶片)、旋转叶轮(大型叶片)、或发动机的活塞等以高速进行旋转或滑动的高速运动部件中使用。

用于上述用途的高速运动部件除了要求具有超过100℃的高温使用环境、旋转或滑动这样的部件的性质之外，还要求高温特性(耐热性、高温疲劳强度、在高温下的耐蠕变特性及高温屈服强度)。

而且，如专利文献1、专利文献2所记载的那样，已知有作为所述机械部件之一的转子来实现上述高温特性的改善。该转子以铝为基本，由以锆、锰、铁等为主要成分而进行添加的铝合金(以下，适当地称作Al合金)构成。

作为该专利文献1、专利文献2所记载的发明的Al合金中，作为合金添加成分而含有0.1～0.25质量％的Zr，从而具有较高的静态高温强度及动态高温强度和蠕变特性。而且，还记载有该Zr成分有助于Mn的空格子点的补填、合金的热稳定性的内容。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特表2009-535550号公报

专利文献2：日本特表2009-535551号公报

发明内容

发明要解决的课题

然而，在上述现有技术中，当Zr含有量变多时，Al合金的淬火感受性变得敏锐，尤其是对于较大的材料，当在人工时效硬化处理前的淬火工序中冷却速度慢时，存在强度降低的问题。另外，由于内部的残余应力变大，其加工性也成为问题。如此，尤其是对于较大的材料，包含Al合金的高温特性的材料特性未能得到充分的改善。

另外，最近，旋转转子、活塞在比以往更进一步的高速旋转、滑动和高温状态这样的状况下使用，从而要求Al合金的金属疲劳强度的提高。

本发明是鉴于所述问题点而完成的，其课题在于提供一种高温特性优异的Al合金。更优选的是，其课题在于提供一种提高金属疲劳强度的Al合金。

用于解决课题的手段

本发明所涉及的高温特性优异的Al合金的特征在于，所述高温特性优异的铝合金含有：Si：超过0.1质量％且1.0质量％以下，Cu：3.0质量％以上7.0质量％以下，Mn：0.05质量％以上1.5质量％以下，Mg：0.01质量％以上2.0质量％以下，Ti：0.01质量％以上0.10质量％以下，Ag：0.05质量％以上1.0质量％以下，并且，Zr：限制为小于0.1质量％，其余由Al及不可避免的杂质构成。

根据所述结构，Al合金能够获得室温强度及高温强度、在高温下的充分的蠕变特性、以及室温屈服强度及高温屈服强度。由此，本发明的目的在于，尤其是能够确保在高温下使用的高速运动部件用的Al合金所要求的性能。

另外，本发明所涉及的Al合金优选为所述Al合金还含有V：0.15质量％以下。

在所述的结构还含有V，由此能够使Al-V系分散粒子在Al合金中析出。该分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，因此能防止结晶粒的粗大化。而且，能够提高室温强度及高温强度、尤其是提高高温金属疲劳强度。

此外，本发明所涉及的Al合金优选将所述Al合金所包括的金属间化合物的最大当量圆直径设在60μm以下。需要说明的是，关于最大当量圆直径在后面进行说明。

通过将金属间化合物的最大当量圆直径以所述方式进行控制，能够降低因金属间化合物与基体部分之间的强度、硬度、杨氏模量等材料特性之差所导致的、因金属疲劳引起的成为Al合金材料的破坏的起点的可能性。由此，能够实现金属疲劳强度的提高。

发明效果

根据本发明能够得到高温特性优异的Al合金。另外，根据本发明能够得到提高金属疲劳强度的Al合金。

具体实施方式

以下，基于本发明的实施方式对本发明所涉及的Al合金进行详细的说明。根据以下所记载的元素组成及金属间化合物的最大当量圆直径，Al合金变得具有高温特性。因此，使用本发明所涉及的Al合金来制造转子、活塞等高速运动部件，并且在将该部件组装使用于发电机、压缩机、发动机等产品的情况下，也能够承受因所述部件以高速进行旋转或滑动时的部件彼此的接触和与(压缩)空气等之间的接触而产生的摩擦热、在高温的(压缩)空气下的使用、作用于所述部件的变形应力等。因此，本发明所涉及的Al合金能够在发电机、压缩机等的旋转转子(小型叶片)、旋转叶轮(大型叶片)、或发动机的活塞等以高速进行旋转或滑动的高速运动部件中适当使用。

需要说明的是，本发明并不仅局限于上述实施方式，能够在不脱离本发明的技术思想的范围内适当变更。

<合金成分>

本发明所涉及的Al合金含有规定量的Si、Cu、Mn、Mg、Ti、Ag，并且将Zr限制为小于规定量，其余由Al及不可避免的杂质构成。

另外，作为选择的成分而含有规定量以下的V。

此外，作为选择的构成要素而将金属间化合物的最大当量圆直径限制在规定值以下。

以下，对各成分的限定理由及金属间化合物的最大当量圆直径的规定理由进行说明。

(Si：超过0.1质量％且1.0质量％以下)

Si具有提高Al合金的强度的作用，通过添加Si，呈具有强度提高的效果的析出物增加的趋势。另外，通过添加Si，具有抑制合金内的位错环的效果。因此，Si的添加对于析出相的微细化、均匀析出是有效的。

当Si的含有量在0.1质量％以下时，该效果小。另一方面，当Si的含有量超过1.0质量％时，产生粗大的金属间化合物，从而成为旋转转子、旋转叶轮、活塞等高速运动部件的成形不良及金属疲劳强度的降低和破坏的原因。

因此，Si的含有量设为超过0.1质量％且1.0质量％以下。优选地，超过0.1质量％且0.7质量％以下。更有选地，超过0.1质量％且0.6质量％以下。

(Cu：3.0质量％以上7.0质量％以下)

Cu为本发明所涉及的Al合金的基本成分。本发明的Al合金是在旋转转子、旋转叶轮、活塞等机械部件等中使用的Al合金。利用固溶强化及析出强化两者的作用，主要为了确保本发明用途中Al合金所要求的在高温下的蠕变特性、以及室温屈服强度及高温屈服强度，Cu成为必须的成分。如此，Cu利用固溶强化及析出强化两者的作用来提高Al合金的强度。更具体而言，Cu在高温的人工时效硬化处理时使θ’相、Ω相微小且高密度地在Al合金的(100)面、(111)面析出，从而提高人工时效硬化处理后的Al合金的强度。

当Cu的含有量在3.0质量％以上时发挥该效果。当Cu的含有量小于3.0质量％时，所述效果小，无法获得在Al合金的高温下的足够的蠕变特性及高温屈服强度。另一方面，当Cu的含有量超过7.0质量％时，强度变得过高，Al合金的锻造特性降低。另外，Al合金组织中的金属间化合物容易变得粗大，Al合金的金属疲劳强度降低。

因此，Cu的含有量设为3.0质量％以上7.0质量％以下。优选地，设为4.0质量％以上7.0质量％以下。更优选地，设为超过4.5质量％且7.0质量％以下。

(Mn：0.05质量％以上1.5质量％以下)

Mn使Al合金的微观组织纤维组织化，从而提高室温强度及高温强度。而且，Mn使在均匀化加热处理时在Al合金基体中的热稳定的化合物即Al-Mn系分散粒子析出。作为上述分散粒子，举出Al₂₀Cu₂Mn₃。上述分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，因此具有防止结晶粒的粗大化的效果。

当Mn的含有量小于0.05质量％时，上述效果小。另一方面，当Mn的含有量超过1.5质量％时，在熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物而成为Al合金材料的成形不良及破坏的原因。

因此，Mn的含有量设为0.05质量％以上1.5质量％以下。优选地，设为0.05质量％以上1.0质量％以下。更优选地，设为0.05质量％以上0.8质量％以下。

(Mg：0.01质量％以上2.0质量％以下)

Mg与Cu相同地，利用固溶强化及析出强化两者的作用，主要为了确保Al合金在本发明用途中要求的在高温下的蠕变特性、以及室温屈服强度及在高温下的屈服强度而成为必须的成分。更具体而言，Mg也与Cu相同地，在进行高温的人工时效硬化处理时，使θ’相、Ω相微小且高密度地在Al合金的(100)面和(111)面析出，从而提高人工时效硬化处理后的Al合金的强度。

当Mg的含有量在0.01质量％以上时，发挥所述效果。当Mg的含有量小于0.01质量％时，所述效果小，无法获得Al合金在高温下的充分的特性、以及室温屈服强度及高温屈服强度。另一方面，当Mg的含有量超过2.0质量％时，强度变得过高，锻造特性等加工性降低的可能性变高。

因此，Mg的含有量设为0.01质量％以上2.0质量％以下。优选地，设为0.01质量％以上1.5质量％以下。更优选地，设为0.01质量％以上1.0质量％以下。

(Ti：0.01质量％以上0.10质量％以下)

Ti具有使铸造时的结晶粒微细化的效果。

当Ti的含有量小于0.01质量％时，该效果小。另一方面，当Ti的含有量超过0.10质量％时，形成粗大的金属间化合物。而且，由于该金属间化合物在成形加工时成为Al合金材料的破坏的起点，因此当添加超过0.10质量％时，Al合金的成形性降低。

因此，Ti的含有量为0.01质量％以上0.10质量％以下。

(Ag：0.05质量％以上1.0质量％以下)

Ag在Al合金中形成微小且均匀的Ω相，并且将不存在析出相的区域(PFZ；solute-depleted precipitate free zone)的宽度设得极窄，从而提高Al合金的室温强度及高温强度以及高温蠕变特性。

当Ag的含有量小于0.05质量％时，该效果小。另一方面，当Ag的含有量超过1.0质量％时，即使含有Ag，其效果也饱和。

因此，Ag的含有量设为0.05质量％以上1.0质量％以下。优选地，设为0.05质量％以上0.7质量％以下。

(Zr：小于0.1质量％(包含0质量％))

Zr使均匀化热处理时Al合金组织中的热稳定的化合物即Al-Zr系的分散粒子析出。而且，该分散粒子具有使Al合金的微观组织纤维组织化，从而提高室温强度及高温强度的效果。

然而，在固溶化处理工序后的淬火工序中，在400℃～290℃之间的平均冷却速度减慢至500℃／秒以下的情况下，当含有0.1质量％以上的Zr时，在固溶化处理后的淬火处理中，AlCu₂等的稳定相在所述Al-Zr系的分散粒子的周围粗大地析出。其结果是，接着，即使进行高温的所述人工时效硬化处理，也担心在高温下的屈服强度降低。

因此，为了降低Al合金的淬火感受性，Zr的含有量设为小于0.1质量％。

(V：0.15质量％以下)

任意成分的V作为Al-V系化合物而在Al合金组织中析出，从而能够提高高温金属疲劳强度。另外，V在均匀化热处理时也使在Al合金组织中热稳定的化合物即Al-V系分散粒子析出。该分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，因此具有防止结晶粒的粗大化的效果。

根据该效果，V使Al合金的微观组织纤维组织化，从而使室温强度及高温强度、尤其是高温金属疲劳强度提高。而且，与Zr、Cr、Mn相比，使稳定相粗大地析出的作用比较小，因此为了提高室温强度、高温强度以及高温金属疲劳强度而进一步优选。

根据上述内容，为了更可靠地保证Al合金的高温特性的确保且使结晶粒径微细化为500μm以下，优选以V的含有量形成在0.15质量％以下的方式选择性地含有V。另外，当V的含有量小于0.05质量％时，其效果小。另一方面，当V的含有量超过0.15质量％时，在熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物，从而成为Al合金的成形不良及破坏的原因。

因此，V的含有量优选为0.15质量％以下，但也可以是0质量％。优选的下限值为0.05质量％。

(其余：Al及不可避免的杂质)

Al合金的成分除了上述成分以外，其余由Al及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，例如，重熔用铝锭、中间合金所包含的通常知晓的范围内的Ni、Zn、B等在不阻碍本发明所涉及的Al合金的高温特性其他特性的范围内的含有是被允许的。

(其他元素)

关于其他元素，在不阻碍本发明所涉及的Al合金的高温特性其他特性的范围内的含有也是被允许的。

Fe还具有提高Al合金的高温特性的效果，由于也具有来自碎屑等的混入，因此其含有量为0.15质量％以下。

<金属间化合物：最大当量圆直径60μm以下>

从金属疲劳强度的提高的观点出发，金属间化合物的最大当量圆直径优选为60μm以下。更优选为50μm以下。进一步优选为40μm以下。最大当量圆直径表示使最大的金属间化合物的面积与同该面积相同的面积的圆相当的情况的直径。关于具体的最大当量圆直径的计算方法，采用后述的极值统计而进行推定。

当在Al合金中存在较大的金属间化合物时，根据与基体之间的强度、硬度、杨氏模量等材料特性之差，以其为起点而引起Al合金材料的破坏，其结果是，可能导致Al合金材料的金属疲劳强度降低。也就是说，当金属间化合物的尺寸较大时，上述成为因金属疲劳而导致的Al合金材料的破坏的起点的可能性变高，因此期望对Al合金中所包含的金属间化合物的最大当量圆直径(大小)进行控制。

通过将金属间化合物的最大当量圆直径(大小)控制得更小，从而金属疲劳强度进一步提高。

上述金属间化合物的大小能够通过适当地组合铸造条件(冷却速度、铸造直径的调整等)、均匀化热处理条件(温度、时间、多阶段的温度调整等)、锻造条件(锻造比、锻造温度等)、固溶化处理条件(温度、时间等)等来控制。

在此，例如，使铸造时的冷却速度在0.05℃／秒以上，使均匀化热处理在500～545℃的温度范围内，使热锻造在280～430℃的温度范围内进行，由此将金属间化合物的最大当量圆直径控制在60μm以下。

(均匀化热处理)

此外，均匀化热处理优选在所述均匀化热处理的温度范围内(500～545℃)且是不产生共晶熔融的温度范围内进行，并且尽可能在高温下进行。根据上述条件，能有效地进行金属间化合物向母材中的熔解及扩散。其结果是，能够减小金属间化合物的大小。

而且，根据金属间化合物的种类，将均匀化热处理至少分为两个阶段而进行的多阶段的均匀化热处理作为不使金属间化合物共晶熔融而使其变小的方法更为有效。

该多阶段的均匀化热处理方法通过与金属间化合物的种类配合而设定适当的条件(升温速度、均匀化温度、处理时间)来进行。

例如，作为适于各金属间化合物的热处理而在所述均匀化热处理的温度范围内(500～545℃)的比较的低温下进行热处理，由此使金属间化合物充分地熔解、扩散。接着，在所述均匀化热处理的温度范围内的比较高温下进行热处理，由此减小金属间化合物。在上述多阶段调整温度的均匀化热处理是有效的。

另外，作为能够获得与该多阶段的均匀化热处理方法相同的效果的方法，具有将向均匀化热处理温度的到达速度设为比较低的速度而在金属间化合物不共晶熔融的温度范围内进行升温的方法。该方法也能够与所述多阶段的均匀化热处理组合进行。该升温速度需要根据金属间化合物的种类、大小、量等而适当地设定。

上述均匀化热处理方法能够防止金属间化合物的共晶熔融，并且能够减小金属间化合物的大小。通过金属间化合物变小，能够抑制以金属间化合物为起点的疲劳破坏，从而导致疲劳强度提高。另外，通过均匀化热处理而使金属间化合物中所含有的各元素向母材中均匀地扩散，由此能够实现基于固溶强化及析出强化的母材的强度提高。同时，还能够实现Al合金的伸长率、冲击值以及金属疲劳强度的提高。

另外，因将金属间化合物的最大当量圆直径(大小)控制得更小而带来的金属疲劳强度提高的效果不仅是在本发明所涉及的元素组成的范围被认可，在其他的元素组成的范围内也被认可。

金属疲劳强度的值不仅和金属间化合物的大小存在关系，还可能和金属间化合物的纵横比、形状、金属间化合物的硬度、杨氏模量、量和金属间化合物在金属组织中所占的面积比率等有关系。

(金属间化合物测定)

所述金属间化合物的大小(最大当量圆直径)能够进行基于村上敬宣著的“金属疲劳微小缺陷与夹有物的影响”养贤堂发行(OD版第一版233～250页)所记载的极值统计的推定来计算。基于极值统计的推定是指作成极值推定图表之后推定极值的方法。

其概要是，在研磨试料表面之后，利用显微镜等以检查部分不在统计地充分的位置重复的方式对预定的检查基准面积进行拍摄。然后在各个检查基准面积中选出占有最大的面积的金属间化合物，并对各个最大金属间化合物的面积的平方根进行计算。接着，对累积分布函数、或累积频率分布以及基准化变量进行计算。第三，横轴表示最大金属间化合物的面积的平方根值，纵轴表示累积分布函数或基准化变量。然后，将横轴的最大金属间化合物的面积的平方根置换为最大金属间化合物的最大当量圆直径，并对最大金属间化合物分布直线进行计算。

最后，使用该最大金属间化合物分布直线，对进行预测的面积中的最大金属间化合物的最大当量圆直径进行推定。在这次的测定中，将检查基准面积设为0.37mm²、将检查部分设为40处、将进行预测的面积设为100mm²，对最大金属间化合物的最大当量圆直径进行推定。

<Al合金的制造方法>

接着，对本发明所涉及的Al合金的制造方法进行说明。

本发明中的Al合金的制造工序本身与现有的Al合金的制造工序基本相同。换句话说，本发明所涉及的Al合金的制造工序包括铸造工序、均匀化热处理工序、热锻造工序、固溶化处理工序、淬火处理工序、人工时效硬化处理工序。根据需要也可以包含冷压缩(加工)工序。

另外，后述的T61状态、T6状态在固溶化处理工序、淬火处理工序与人工时效硬化处理工序中进行。此外，T652状态在固溶化处理工序、淬火处理工序、冷压缩(加工)工序与人工时效硬化处理工序中进行。需要说明的是，上述状态根据制造的构件的大小、用途而适当地选择。

(铸造工序)

铸造工序是将具有所述组成的Al合金熔解、铸造而成形铸锭的工序。铸造方法并没有特别地限定，使用现有公知的方法即可。例如，利用从连续铸造轧制压延法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔解铸造法中适当地选择的铸造方法，能够使用在本发明的成分范围内熔解调整后的Al合金熔汤来铸造铸锭。

(均匀化热处理工序)

通过进行均匀化热处理，进行因凝固而产生的微观偏析的均匀化、过饱和固溶元素的析出、准稳定相向平衡相的变化。当均匀化热处理的温度小于500℃时，铸锭的结晶物等金属间化合物不固溶而导致均匀化变得不充分。另一方面，当均匀化热处理的温度超过545℃时，产生燃烧的可能性变高。

因此，所述均匀化热处理的温度设在500～545℃的范围内。

在进行多阶段的均匀化热处理的情况下，如所述那样需要与金属间化合物的种类吻合而设定热处理条件。另外，在进行以比较低的速度升温的均匀化热处理的情况下，也同样需要与金属间化合物的种类吻合而设定热处理条件。

(热锻造工序)

为了使Al合金的特性再现性良好地制造，热锻造的温度条件与后述的锻造比一并变得重要。即，为了将Al合金的固溶化处理工序后的微观组织设为等轴结晶粒而变得重要。当热锻造温度小于280℃时，在热锻造时Al合金容易产生破裂，锻造加工本身变得困难。另一方面，当超过430℃时，Al合金的组织容易产生粗大结晶粒。因此，Al合金的高温特性降低，无法使高温特性优异的Al合金再现性良好地制造。

因而，热锻造温度在280℃以上430℃以下进行。

(锻造比)

Al合金的固溶化处理后的微观组织受热锻造的锻造比较大影响。因此为了将Al合金的固溶化处理后的微观组织设为等轴结晶粒，优选将锻造比设为1.5以上。当锻造比小于1.5时，Al合金的组织容易成为混粒。另外，锻造的方向不仅是在一个方向，至少在不同的两个方向进行，优选将在各方向上的锻造比设为1.5以上。

(固溶化处理工序·淬火处理工序)

接着，对固溶化处理及淬火处理进行说明。在该固溶化处理及淬火处理中，为了将可熔性金属间化合物再固溶，并且尽可能地抑制冷却中的再析出，优选在JIS-H-4140、AMS-H-6088等所规定的条件内进行。但是，例如即使根据AMS-H-6088等的规格进行热处理，当固溶化处理温度过高时也产生燃烧，使机械性质显著降低。反之，当固溶化处理温度在下限温度以下时，人工时效硬化处理后的屈服强度相对于本发明目的变得不足，并且固溶化处理本身也变得困难。因此，固溶化处理温度的上限为545℃，下限为510℃。

固溶化处理及淬火处理等的状态(热处理)所使用的炉能够适当地使用批量炉、连续退火炉、熔融盐浴炉、油炉等。另外，进行淬火时的冷却方法能够适当地选择水浸渍、温水浸渍、沸腾水浸渍、聚合物液浸渍、水喷射、空气喷射等方法。所述聚合物液浸渍所使用的聚合物能够使用聚氧乙烯·丙烯·聚醚等，例如，美国联合·碳化物社制的水溶性淬火液(UQ)(商品名)。

(冷压缩(加工)工序)

也可以在所述Al合金的淬火后，以淬火时的变形矫正、最终产品的屈服强度和蠕变破断强度等高温特性的提高为目的，使用冷轧机、延伸器及冷锻等来进行冷压缩(加工)。

当冷压缩(加工)的压缩(加工)量小时，无法获得充分的残余应力的减少效果。另一方面，当冷压缩(加工)的压缩(加工)量大时，在人工时效硬化处理中、Al合金制产品的高温下的使用中，θ’相的析出量增加，因此屈服强度容易降低。因而，优选冷压缩(加工)设为压缩(加工)率1～5％。

(T6状态)

在直径至100mm左右的小部件、活塞等的用途中，即使残余应力比较大，但对于例如不成为切削等的加工上问题的产品来说，优选在固溶化处理及淬火处理后实施人工时效硬化处理而设为状态T6材。在该情况下，即使残余应力变得比较大，为了获得较高的强度特性及高温特性，优选淬火处理的温度为50℃以下。

(T61状态)

在转子等大型的产品中，在进行淬火处理时，由于产品表面与中央部的冷却速度存在较大的不同，因此在产品表面产生超过10kgf／mm²的较高的残余应力。当产生上述那样较高的残余应力时，在产品的切削加工时产生较大的变形，从而导致精密的切削加工变得极为困难。另外，在最差的情况下，有时还在切削加工中产生因残余应力而引起的破裂等Al合金材料的破坏。例如，即使在切削加工中不产生破裂等破坏，也可能以在材料中残存的结晶物等金属间化合物为起点、或以在产品搬运中产生的微小的表面伤等为起点，在产品的长期使用中龟裂容易传播生长，最终直至破坏。

由此，关于转子等的残余应力成为问题的产品，优选将残余应力除去或减少至3.0kgf／mm²以下，因此优选将固溶化处理后的水淬温度设为90℃以上的比较高的温度，然后实施人工时效硬化处理，从而设为状态T61材。

(T652状态)

与产品大小无关地，也存在根据用途而严格管理残余应力的产品。对于上述那样的产品，为了使残余应力尽可能地小，在进行冷压缩(加工)的基础上，优选使残余应力除去或减少至3kgf／mm²以下，优选实施人工时效硬化处理而设为状态T652材。

在上述产品中，优选使残余应力除去或减少至3kgf／mm²以下，为了获得高温特性，优选淬火温度为50℃以下。

当所述冷压缩(加工)的冷压缩(加工)量小时，无法获得充分的残余应力的减少效果。另一方面，当冷压缩(加工)量大时，在人工时效硬化处理中、在高温下的使用中，θ’相的析出量增加，因此，屈服强度容易降低。从而，优选冷压缩(加工)设为压缩(加工)率1～5％。

(人工时效硬化处理工序)

各状态中的人工时效硬化处理为了赋予所述Al合金的室温屈服强度及高温屈服强度、及蠕变破断强度等的高温特性、及金属疲劳特性而进行。利用该人工时效硬化处理，能够使在Al合金的(111)面析出的Ω相及在(100)面析出的θ’相析出，从而发现上述的特性。人工时效硬化处理的方法并没有特别地限定，在本申请Al合金中，只要是Ω相及θ’相满足本申请的析出状态而获得室温屈服强度及高温屈服强度、以及蠕变破断强度等的高温特性、及金属疲劳特性即可。

实施例

以上，对用于实施本发明的方式进行了叙述，以下，将确认了本发明的效果的实施例与不满足本发明的要件的比较例对比而进行具体的说明。将室温屈服强度为400MPa以上、高温屈服强度为300MPa以上、在高温下的蠕变破断强度为150MPa以上的产品设为合格，除此以外的产品皆设为不合格。

以下，利用实施例1～18及比较例1～7，作为第一实施例而对屈服强度及蠕变破断强度的确认结果进行说明，作为第二实施例而对金属疲劳强度的确认结果进行说明。

需要说明的是，本发明并不局限于该实施例。

<第一实施例>

(供试件)

Al合金的组成对给室温屈服强度、高温屈服强度及高温蠕变破断强度带来的影响进行把握，因此成形有后述的供试件。首先，在熔炼表1所示的组成的Al合金铸锭(直径500mm、长度500mm)之后，在510℃处进行20小时的均匀化热处理，利用热锻造(280～360℃、锻造比为1.5以上)成形有150mm方锻造件以及80mm方锻造件。然后，任意的锻造件都使用空气炉而以528℃进行6小时的固溶化处理。需要说明的是，在表1中，对于不满足本发明的范围的值标注下划线。

[表1]

*其余：Al及不可避免的杂质

接着，对于150mm方锻造件模拟残余应力成为问题的用途，在所述固溶化处理之后进行70～100℃的温水淬而使残余应力减少到3.0kgf／mm²以下。然后，对所述锻造件以175℃实施18小时的人工时效硬化处理而设为T61状态件。然后，由该状态件成形供试件(实施例1～7、实施例10～12、比较例1～7)。

需要说明的是，所述150mm方锻造件中的一部分模拟残余应力成为问题的用途，在所述固溶化处理之后进行30～60℃的水淬，然后以1.5％的冷压缩(加工)率施加冷压缩(加工)而使残余应力减少至3.0kgf／mm²以下。然后，对该锻造件以175℃实施18小时的人工时效硬化处理而设为T652状态件。

然后，由该状态件成形供试件(实施例9)。

关于80mm方锻造件，模拟小部件、活塞等的残余应力可以比较大的用途，在固溶化处理后进行30～45℃的低温水淬处理。然后，对所述锻造件以175℃实施18小时的人工时效硬化处理而设为T6状态件。然后，由该状态件成形供试件(实施例8)。

(室温特性及高温特性)

作为供试件的室温特性，对在室温下的0.2％屈服强度、作为高温特性而在180℃的高温下保持供试件100小时时的0.2％屈服强度进行测定。上述试验片在室温下的试验中将平行部的直径设为6.35mm、将标点距离设为25mm；在180℃的试验中将平行部的直径设为6mm、将标点距离设为30mm。

另外，在蠕变特性试验中，对于试验片，将平行部的直径设为6mm、将标点距离设为30mm。表2表示上述供试件的拉伸特性及蠕变特性的测定结果。

此外，作为供试件的室温特性，对室温下的供试件的伸长率进行测定。其测定方法与所述0.2％屈服强度的测定相同，对于试验片，将平行部的直径设为6.35mm、将标点距离设为25mm。伸长率的测定结果在后面进行说明。

[表2]

(实施例1～12)

将实施例1至实施例12与比较例1至比较例7进行对比，判明在室温屈服强度、高温屈服强度、高温蠕变破断强度的任一个测定项目中其物理的特性都优异。在上述供试件在旋转转子、旋转叶轮或活塞等以高速进行旋转或滑动的高速运动部件中使用的情况下，显示出比以往优越的特性。

另外，根据实施例6与实施例7的在室温下的屈服强度值的对比，在相同的屈服强度值的情况下，判明能够通过增加Al合金的Si添加量来减少Cu的添加量。此外，实施例6与实施例7的室温下的伸长率分别形成为8.5％、10.0％。根据上述情况，在相同的屈服强度值下，显示出能够减少与Cu相关的金属间化合物。此外，其结果是，显示出能够提高Al合金的伸长率、以及能够实现金属疲劳强度的提高。即，通过适当地调整Si与Cu的量(比率)，能够将屈服强度值保持为恒定，并且能够进一步提高金属疲劳强度及Al合金的伸长率。

(比较例1、比较例5、比较例6)

比较例1、比较例5、比较例6中，Si的含有量较少，为0.06质量％，因此析出物的微细化、均匀析出的效果小。

因此，上述比较例1、比较例5、比较例6中，都不满足室温屈服强度为400MPa以上、高温屈服强度为300MPa以上、在高温下的蠕变破断强度为150MPa以上的值。

(比较例3、比较例4、比较例6、比较例7)

比较例3、比较例4、比较例6、比较例7中，Zr的含有量较多，为0.15质量％，因此在固溶化处理后的淬火处理中，AlCu₂等的稳定相在所述Al-Zr系的分散粒子的周围粗大地析出。因此，上述比较例3、比较例4、比较例6、比较例7中，都不满足室温屈服强度为400MPa以上、高温屈服强度为300MPa以上、在高温下的蠕变破断强度为150MPa以上的值。

(参考例)

需要说明的是，关于超出所述合金成分的限制值的上限的供试体，观察到以下的现象。

作为比较例的成分而Si的含有量超过1.0质量％的供试体中，由于在Al合金中产生粗大的金属间化合物，因此金属疲劳强度降低。另外，Cu的含有量超过7.0质量％的供试体中，由于Al合金的强度变得过高，因此Al合金的锻造特性降低。此外，Mn的含有量超过1.5质量％的供试体中，在熔解铸造时生成不熔性金属间化合物，Al合金的锻造特性降低。而且，Mg的含有量超过2.0质量％的供试体中，Al合金的强度高，Al合金的锻造特性降低。

<第二实施例>

为了对因金属间化合物的大小的不同而给Al合金的材料特性带来的影响进行把握，以后述的方法作成供试件。

(供试件)

当利用砂型铸造、铜铸模具铸造、连续铸造等对表1的组成7所示的组成的Al合金铸锭进行铸造时，调整铸造速度等而熔炼Al合金铸锭。然后，对所述Al合金铸锭以510℃进行20小时的均匀化热处理，然后利用热锻造(280～360℃、锻造比为1.5以上)成形150mm方锻造件。

关于所述作成的150mm方锻造件，使用空气炉而以528℃进行6小时的固溶化处理，然后进行70～100℃的温水淬。进而以175℃实施18小时的人工时效硬化处理而设为T61状态件。

(金属间化合物的大小)

金属间化合物的大小的解析如上述那样使用极值统计解析。即，从40张100倍的光学显微镜照片中提取出在各个照片中的检查基准面积的0.37mm²之内最大的金属间化合物，对获得的40个数据进行所述统计处理，关于各材料推定设定的预测面积中的金属间化合物的最大当量圆直径。在此次测定中，将预测面积设定为100mm²。

(旋转弯曲疲劳强度试验)

由所述T61状态件成形后述试验片，对该试验片进行150℃的高温(最大应力为130MPa、应力比为-1)下的金属疲劳强度试验。

该金属疲劳试验中，将平行部的直径为6mm、平行部的长度为13.55mm、由#1000的砂纸打磨后的圆棒试验片供旋转弯曲疲劳强度试验用。

表3表示最大当量圆直径与旋转弯曲疲劳强度试验的测定结果即破断反复次数之间的关系。破断反复次数是指在旋转疲劳试验中的直至破断的反复次数。需要说明的是，破断反复次数由将最大当量圆直径为90μm时的值设为1的相对值表示。

[表3]

*将最大当量圆直径为90μm的值设为1

(金属疲劳强度)

当对调整了金属间化合物的最大当量圆直径的材料进行旋转弯曲疲劳强度试验时，在相同的组成(表1的组成7)的合金(试验片)中，通过将在本次的预测面积(100mm²)中最大当量圆直径设为60μm以下，观察到金属疲劳强度提高。另外，观察到最大当量圆直径进一步减小，金属疲劳强度呈提高的趋势。

(实施例13～18)

如表3所示，在由表1的组成7所示的组成的Al合金铸锭成形的所述试验片中，通过将最大当量圆直径设为60μm以下(实施例15～18)，判明破断反复次数成为最大当量圆直径90μm(实施例13)的4倍以上。

另外，通过将最大当量圆直径设为40μm以下(实施例17)，破断反复次数成为最大当量圆直径90μm(实施例13)的9倍以上，从而能够实现Al合金的金属疲劳强度的进一步提高。进而，通过将最大当量圆直径设为25μm以下(实施例18)，破断反复次数成为最大当量圆直径90μm(实施例13)的19倍以上，从而能够实现Al合金的显著的金属疲劳强度的提高。

如此，明确了与金属间化合物的最大当量圆直径90μm(实施例13)相比，最大当量圆直径为60μm以下(实施例15～18)的物理特性更加优异。其在旋转转子、旋转叶轮或活塞等断续地施加应力的高速运动部件中使用的情况下显示出比以往更加优异的特性。

产业上的可利用性

本发明的耐热性、高温疲劳强度、在高温下的耐蠕变特性及高温屈服强度优异，能够应用于如下领域中使用的Al合金制部件：火箭、航空机·宇宙机材用；铁道车辆、机动车、船舶等输送机材用；或发动机部件、压缩机等机械部件用等；旋转转子、旋转叶轮或活塞等的尤其是在超过100℃的高温的使用环境。

Claims

1.一种高温特性优异的铝合金，其特征在于，

所述高温特性优异的铝合金含有：

Si：超过0.1质量％且1.0质量％以下，

Cu：3.0质量％以上7.0质量％以下，

Mn：0.05质量％以上1.5质量％以下，

Mg：0.01质量％以上2.0质量％以下，

Ti：0.01质量％以上0.10质量％以下，

Ag：0.05质量％以上1.0质量％以下，

并且，Zr：限制为小于0.1质量％，

其余由Al及不可避免的杂质构成。

2.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，

所述高温特性优异的铝合金还含有：

V：0.15质量％以下。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金，其特征在于，

所述铝合金所包含的金属间化合物的最大当量圆直径在60μm以下。