JP2004002987A

JP2004002987A - 高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材

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Publication number: JP2004002987A
Application number: JP2003090660A
Authority: JP
Inventors: Yasuki Kamitakahara; 上高原　廉樹; Toshihiro Katsura; 桂　俊弘; Manabu Nakai; 中井　学; Yasuaki Watanabe; 渡辺　泰彰
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-03-29
Filing date: 2003-03-28
Publication date: 2004-01-08
Anticipated expiration: 2023-03-28
Also published as: JP4088546B2

Abstract

【課題】冶金的に設計されたＡｌ合金鍛造材を、その設計高温特性通りに再現性良く製造できる２０００系のＡｌ合金鍛造材を提供することを目的とする。
【解決手段】Ｃｕ：４．０〜７．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ａｇ：０．０５〜０．７％を含み、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、この組成からなる鋳造材を５００〜５３５℃の温度で均質化熱処理後、２８０〜４３０℃の温度で熱間鍛造され、その後５１０〜５４５℃の温度で溶体化および焼入れ処理されており、その後の人工時効硬化処理後の室温での耐力が４００ＭＰａ以上であることであることである。
【選択図】　　　無し

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、２０００系アルミニウム合金鍛造材　（以下、アルミニウムを単にＡｌと言う）に関し、高温特性　（耐熱性および高温耐力）に優れたＡｌ合金鍛造材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ロケットや航空機などの航空・宇宙機材用、鉄道車両、自動車、船舶などの輸送機材用、あるいはエンジン部品、コンプレッサーなどの機械部品用、具体的には、回転ローターや回転インペラー或いはピストンなどの、特に１００℃を超える高温の使用環境となるＡｌ合金製部品には、高温特性に優れたＡｌ合金鍛造材が用いられる。この高温特性とは、前記高温下での耐クリープ特性および高温耐力である。
【０００３】
従来、これらの所謂耐熱性Ａｌ合金鍛造材には、ＡＡ規格乃至ＪＩＳ規格の　２０００系（以下、単に２０００系と言う）Ａｌ合金が用いられている。この種Ａｌ合金としては、２２１９、２６１８などがある。しかし、これらの２０００系　Ａｌ合金は、１２０℃を越える高温では、長時間使用すると強度の低下が著しい。
【０００４】
このため、１２０℃を越える高温使用環境でのクリープ特性や高温耐力を改善するために、近年では、２２１９Ａｌ合金にＭｇを０．３％添加した２５１９Ａｌ合金（Ａｌ−６．１Ｃｕ−０．３Ｍｎ−０．１５Ｚｒ−０．１Ｖ）が開発されている。また、この２５１９Ａｌ合金にＡｇを添加した２５１９（Ａｇ）Ａｌ合金も開発されている。そして、これら２５１９Ａｌ合金や２５１９（Ａｇ）Ａｌ合金に関連したＡｌ合金も多数提案されている　（例えば、特許文献１、２参照）。また、本発明者らも、高い高温特性を再現性良く保証することが可能な耐熱Ａｌ合金材を提案した。この内容は、Ｃｕ：１．５〜７．０％、Ｍｇ：０．０１〜２．０％を含み、更に、選択的にＡｇ：０．０５〜０．７％を含む耐熱Ａｌ合金の、θ’相および／またはΩ相について、θ’相の平均サイズを１２０　ｎｍ以下およびθ’相の析出物間の平均間隔を１００　ｎｍ以下とすること、Ω相の平均サイズを１００　ｎｍ以下およびΩ相の析出物間の平均間隔を１５０　ｎｍ以下とすることである　（特許文献３、非特許文献１参照）。
【０００５】
【特許文献１】
特開昭６２−１１２７４８号公報
【特許文献２】
米国特許第４６１０７３３号明細書
【特許文献３】
特開平１１−３０２７６４号公報
【非特許文献１】
軽金属学会第９３回秋期大会講演概要（１９９７年　１０月２０日発行、２３３〜２３４　頁）
【０００６】
また、前記高温特性が要求される用途部品は、基本的に肉厚の円筒形状や多数の羽根を周囲に設けた複雑形状を有している。このため、Ａｌ合金材によりこれらの部品を製造する場合には、Ａｌ合金のバルク状　（塊状）の鋳塊を熱間鍛造加工（熱間鍛造後冷間鍛造することも含む）した鍛造材から切削加工により部品とされている。そして、これら用途部品は、狭い空間乃至クリアランスを高速で摺動乃至回転するため、高い寸法精度や平滑性が厳しく要求される。このため、これら用途に使用されるＡｌ合金材には、前記高温特性に加えて高い精密切削加工性、即ち被削性が要求される。
【０００７】
このため、本発明者らは、高速動部品用の耐熱Ａｌ合金鍛造材の高い高温特性とともに高速動部品への切削加工における被削性を保証するために、Ａｌ合金鍛造材の溶体化処理後のミクロ組織がθ’相および／またはΩ相を有するとともに、結晶粒径を５００μｍ以下の等軸再結晶粒とすることも提案した　（特許文献４参照）。
【０００８】
【特許文献４】
特開２０００−１１９７８６号公報
【０００９】
しかし、これらの技術により、高温特性に優れたＡｌ合金鍛造材を冶金的に設計したとしても、実際に製造されるＡｌ合金鍛造材において、溶体化処理および焼入れ処理後の高温の人工時効硬化処理を施しても、耐力が向上せず、この種Ａｌ合金鍛造材　（耐熱Ａｌ合金鍛造材）に要求される人工時効硬化処理後の耐力が低くなり、高温使用時の耐力も低くなる場合が生じる。このため、本発明者らは、溶体化処理後の焼入れ速度の影響に注目し、４００℃から２９０℃の間の平均冷却速度が３００００℃／分以下と焼入れ速度　（冷却速度）が遅く　（小さく）なる場合には、特に、Ａｌ合金鍛造材中のＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎを、Ｚｒ：０．０９％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．６％以下に各々規制することを提案した　（特許文献５参照）。
【００１０】
【特許文献５】
特開２００１−１８１７７１号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、高温特性に優れるように冶金的に設計されたＡｌ合金鍛造材を、その設計高温特性通りに再現性良く製造できるためには、なお、熱間鍛造条件や溶体化焼入れ処理条件などの、実際の製造条件の改良が必要であり、開発要素が残されていた。
【００１２】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、熱間鍛造条件や溶体化焼入れ処理条件などの製造条件を改良し、その設計高温特性通りに再現性良く製造できるＡｌ合金鍛造材を提供しようとするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明アルミニウム合金鍛造材の請求項１の要旨は、Ｃｕ：４．０〜７．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ａｇ：０．０５〜０．７％を含み、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、この組成からなる鋳造材を５００〜５３５℃の温度で均質化熱処理後、２８０〜４３０℃の温度で熱間鍛造され、その後５１０〜５４５℃の温度で溶体化および焼入れ処理されており、その後の人工時効硬化処理後の室温での耐力が４００ＭＰａ以上であることとする。なお、合金元素含有量の％表示は全て質量％を意味する。
【００１４】
ここにおいて、前記冶金的に設計されたＡｌ合金鍛造材を、その設計高温特性通りに再現性良く製造するためには、熱間鍛造条件や溶体化焼入れ処理条件などが重要であることは疑いがない。しかし、本発明者らは、これら熱間鍛造や溶体化焼入れ処理の最適条件が存在することを知見した。
【００１５】
即ち、先ず、熱間鍛造の温度は、その設計高温特性通りに再現性良く製造するためには、一般的な熱間鍛造温度の条件範囲からより低温側である必要がある。また、溶体化処理温度及び溶体化処理後の焼入れ温度は、その設計高温特性通りに再現性良く製造するためには、後述する通り、本発明者らが知見した上記温度範囲にて処理することが必要である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の各要件の意義について説明する。
本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造工程自体は、従来と基本的に同じである。即ち、本発明の成分範囲内に溶解調整されたＡｌ合金溶湯を、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造して鋳塊を製作する。この鋳塊を５００〜５３５℃の温度で均質化熱処理後、熱間鍛造してＡｌ合金鍛造材を製造する。なお、鍛造用の素材としては、鋳塊を押出、圧延加工した、押出材や圧延材を使用しても良い。ここにおいて、前記均質化熱処理の温度が５００℃未満では鋳塊の晶出物が固溶せず、均質化が不十分となる。一方、前記均質化熱処理の温度が５３５℃を越えると、バーニングが生じる可能性が高くなる。したがって、前記均質化熱処理の温度は５００〜５３５℃の範囲とする。
【００１７】
ここにおいて、本発明におけるＡｌ合金鍛造材の製造条件や製造手段は、以下に詳述する熱間鍛造温度や溶体化処理温度や溶体化後の焼入れ温度及び必要に応じて行う冷間圧縮条件などを除き、従来方法と基本的には同じである。言い換えると、Ａｌ合金鍛造材の製造条件や製造手段を大きく変えない点が、本発明の利点でもある。
【００１８】
まず、熱間鍛造の温度条件は、その設計高温特性通りに、Ａｌ合金鍛造材を再現性良く製造するために重要である。従来では、自由鍛造や型鍛造　（鍛伸鍛造）などの公知の鍛造手段を単独あるいは組み合わせて、適宜採るにせよ、Ａｌ合金鍛造材の溶体化処理後のミクロ組織を等軸結晶粒とするために、熱間鍛造温度を３８０〜４３０℃程度としていた。この熱間鍛造温度が低いと、Ａｌ合金鍛造材の組織が局部的に混粒となりやすく、高温特性が低下すると認識していたためである。
【００１９】
この点、本発明では、熱間鍛造温度を再結晶温度以下の２８０〜４３０℃の温度範囲とする。熱間鍛造温度が４３０℃を越えると、本発明の成分範囲内のＡｌ合金鍛造材には粗大粒が生じやすくなる。このため、Ａｌ合金鍛造材の高温特性が低下し、高温特性に優れたＡｌ合金鍛造材を再現性良く製造することができない。一方、熱間鍛造温度が２８０℃未満では、熱間鍛造時に割れが生じ易く、鍛造加工自体が困難となる。
【００２０】
本発明では、熱間鍛造の温度を２８０〜４３０℃としても、本発明の成分範囲内のＡｌ合金鍛造材では、溶体化および焼入れ処理の適切化により、Ａｌ合金鍛造材の調質後のミクロ組織は等軸結晶粒となり、混粒とはならない。
【００２１】
なお、Ａｌ合金鍛造材の前記ミクロ組織は、熱間鍛造の鍛練比にも影響される。したがって、Ａｌ合金鍛造材の場合に、前記ミクロ組織を等軸結晶粒とするためには、前記適宜の熱間鍛造の鍛練比を１．５以上とすることが好ましい。鍛練比が１．５未満であれば、Ａｌ合金鍛造材の組織が混粒となりやすい。さらに、鍛練の方向は一方向だけではなく、少なくとも、異なる２方向で行い、各方向での鍛練比を１．５以上とすることが更に好ましい。
【００２２】
次に、溶体化および焼入れ処理について説明する。この溶体化および焼入れ処理において、可溶性金属間化合物を再固溶し、かつ冷却中の再析出を可能な限り抑制するためには、ＪＩＳ−Ｈ−４１４０、ＡＭＳ−Ｈ−６０８８などに規定された条件内にて行うことが好ましい。ただし、たとえＡＭＳ−Ｈ−６０８８等の規格によって熱処理を行っても、溶体化処理温度が高すぎるとバーニングを生じ、機械的性質を著しく低下させる。そして、溶体化処理温度が下限以下の温度であると人工時効硬化処理後の室温での耐力が４００ＭＰａ以上とならず、また溶体化自体も困難となる。従って、溶体化処理温度の上限は５４５℃とし、下限は５１０℃とする。
【００２３】
ここで、φ１００　ｍｍ程度までの小物部品やピストンなどの用途において、残留応力が比較的大きくても、例えば切削などの加工上問題とならない製品については、溶体化および焼入れ処理後に人工時効硬化処理を施し、調質Ｔ６材とすることが望ましい。この場合、残留応力が比較的大きくなっても、高い強度特性及び高温特性を得る為に、焼入れ温度は４０℃以下であることが望ましい。また、この焼入れ温度が高いと、人工時効硬化処理後の室温での耐力を４００ＭＰａ以上とするのが困難となる。
【００２４】
一方、ロータなど大型の製品では、焼入れ処理時に、製品表面と中央部との冷却速度が大きく異なるため、製品表面には１０ｋｇｆ／ｍｍ^２を越える高い残留応力が発生する。このような高い残留応力が発生すると、製品の切削加工時に大きな歪みが生じ、精密な切削加工が極めて困難となる。また、最悪の場合、切削加工中に残留応力による割れなどの破壊が生じることもある。例え、切削加工中に割れなどの破壊が生じなくても、材料中に残存する晶出物等の金属間化合物を起点として、あるいは製品搬送中に生じた僅かな表面傷等を起点として、製品の長期間使用中に、き裂が伝播成長しやすく、最終破断に至る可能性もある。したがって、ロータなど残留応力が問題となる製品については、残留応力を好ましくは３．０ｋｇｆ／ｍｍ^２以下に除去乃至低減するため、溶体化処理後の水焼入れ温度を９０℃以上の比較的高温とし、その後人工時効硬化処理を施し、調質Ｔ６１材とすることが好ましい。
【００２５】
また、用途によっては、製品の大小に関わらず、残留応力が厳しく管理される製品もある。このような製品については、残留応力を極力小さくすべく、冷間圧縮乃至冷間加工を加えて、残留応力を好ましくは３ｋｇｆ／ｍｍ^２以下に除去乃至低減し、人工時効硬化処理を施して調質Ｔ６５２材とすることが好ましい。これらの製品では、残留応力を好ましくは３ｋｇｆ／ｍｍ^２以下に除去乃至低減し、高い強度特性及び高温特性を得る為、焼入れ温度は４０℃以下であることが好ましい。この焼入れ温度が高いと、人工時効硬化処理後の室温での耐力を４００ＭＰａ以上とするのが困難となる。前記冷間圧縮乃至冷間加工の冷間圧縮　（加工）量が小さいと十分な残留応力の低減効果が得られない。一方、冷間圧縮量が大きいと、人工時効硬化処理中や高温での使用中に、θ’相の析出量が増加する為、耐力が低下しやすい。従って、冷間圧縮　（加工）は、圧縮　（加工）率１〜５　％とすることが好ましい。
【００２６】
その後、これらＡｌ合金鍛造材は前記用途部品に加工される。勿論、Ａｌ合金鍛造材を、前記用途製品に加工後に、溶体化、焼入れ処理および冷間圧縮や人工時効硬化処理などを適宜行っても良い。
【００２７】
溶体化処理および焼入れ処理などの調質　（熱処理）に用いる炉はバッチ炉、連続焼鈍炉、溶融塩浴炉、オイル炉などが適宜使用可能である。また、焼入れに際しての冷却手段も、ユーコンクウェルチャント、水浸漬、温水浸漬、沸騰水浸漬、水噴射、空気噴射などの手段が適宜選択可能となる。
【００２８】
このようにして得られた本発明Ａｌ合金鍛造材のミクロ組織は、５００μｍ以下の、好ましくは１０〜５００μｍの範囲の、更に好ましくは５０〜３００μｍの範囲の、ほぼ一定サイズの微細な再結晶粒　（等軸再結晶粒）である。そして前記混粒組織に見られるような、粒径が１μｍ以下の微細な再結晶粒（或いは亜結晶粒）が集合体化した集団や、数ｍｍ〜数ｃｍ程度の粗大な再結晶粒、あるいは残存する鋳塊組織もなく、良好なクリープ特性などの高温特性と被削性とを兼ね備える。
【００２９】
ただ、本発明における好ましい等軸再結晶粒の組織とは、前記一定サイズの等軸再結晶粒が１００％のみの組織を必ずしも意味するものではなく、前記被削性やクリープ破断強度などの高温特性を低下させない範囲での、鋳造組織や混粒組織の混入は許容する。例えば、粒径が１μｍ以下の微細な再結晶粒（或いは亜結晶粒）は、単一の結晶粒が個々に分散して存在しても、前記被削性やクリープ破断強度などの高温特性を低下させない。しかし、これがお互いにくっついた形で集団化乃至集合体化した場合に被削性や高温特性を低下させるようになる。したがって、この点からは、溶体化処理後のミクロ組織において、集合体化している１μｍ以下の微細再結晶粒の面積率は１０％以下とすることが好ましい。
【００３０】
なお、本発明で言う等軸再結晶粒の特定および混粒組織の有無は、試料を電解エッチング等によりミクロエッチングを行い、これを５０〜４００倍の光学顕微鏡により観察乃至測定可能である。
【００３１】
次に、本発明のＡｌ合金鍛造材組織において、高温耐力やクリープ破断強さなどの高温特性をより高めるためには、溶体化処理および焼入れ処理後に、１６０〜１９０℃×７〜６０時間の範囲から選択することによって、Ａｌ合金の（１００）面に析出するθ’相、（１１１）面に析出するΩ相を析出させることが、好ましい。人工時効硬化処理によるこれらの析出がないと、前記人工時効硬化処理された場合でも１８０℃などの温度での高温耐力が低くなる。
【００３２】
なお、Ａｌ合金鍛造材組織中のθ’相とΩ相の析出状態の同定は、５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により、組織を観察して行える。
【００３３】
本発明Ａｌ合金鍛造材における、化学成分組成について説明する。本発明のＡｌ合金の化学成分組成は、基本的に２５１９　或いは２６１８などのＡｌ合金および２５１９にＡｇを加えた２５１９（Ａｇ）系Ａｌ合金の成分規格として良いが、より具体的な用途および要求特性に応じて、以下に説明する成分組成範囲から適宜選択しうる。先ず、積極的含有元素について述べる。
【００３４】
（Ｃｕ：４．０〜７．０％）
Ｃｕは本発明Ａｌ合金鍛造材の基本成分であり、固溶強化及び析出強化の双方の作用により、主としてＡｌ合金鍛造材の本発明用途において要求される、常温と高温のクリープ特性および高温耐力を確保するために必須である。より具体的には、Ｃｕは、前記した通り、高温の人工時効硬化処理時に、θ’相やΩ相を、Ａｌ合金の（１００）面や（１１１）面に微細でかつ高密度に析出させ、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の強度を向上させる。この効果は４．０％以上で発揮され、Ｃｕの含有量が４．０％未満では上述の効果が小さく、Ａｌ合金鍛造材の常温と高温での十分なクリープ特性および高温耐力が得られない。一方、Ｃｕの含有量が７．０％を越えると、強度が高くなりすぎ、Ａｌ合金鍛造材の鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕの含有量は４．０〜７．０％の範囲とする。
【００３５】
（Ｍｇ：０．２〜０．４％）
ＭｇもＣｕと同様に、固溶強化及び析出強化の双方の作用により、主としてＡｌ合金鍛造材の常温と高温での十分なクリープ特性および高温耐力を確保するために必須である。より具体的には、ＭｇもＣｕと同様に、高温の人工時効硬化処理時に、θ’相やΩ相を、Ａｌ合金鍛造材の（１００）面や（１１１）面に微細でかつ高密度に析出させ、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の強度を向上させる。この効果は０．２％以上で発揮され、Ｍｇの含有量が０．２１％未満ではこの効果が発揮されず、Ａｌ合金鍛造材の常温と高温での十分なクリープ特性および高温耐力が得られない。一方、Ｍｇの含有量が０．４％を越えると、強度が高くなりすぎ、溶体化処理時にバーニングと称される割れが発生したり、鍛造性を低下させる可能性が高くなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２〜０．４％の範囲とする。
【００３６】
（Ａｇ：０．０５〜０．７％）
ＡｇはＡｌ合金鍛造材中において、微細で均一なΩ相を形成するとともに、析出物相が存在しない領域（ＰＦＺ；ｓｏｌｕｔｅ−ｄｅｐｌｅｔｅｄ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ　ｆｒｅｅ　ｚｏｎｅ）の幅を極めて狭くすることによりＡｌ合金鍛造材の常温および高温強度を向上させるために必須である。Ａｇの含有量が０．０５％未満ではこの効果がなく、また一方でＡｇの含有量が０．７％を越えて含有しても効果は飽和する。したがって、Ａｇの含有量は０．０５〜０．７％の範囲とする。
【００３７】
（Ｖ：０．１５％以下）
Ｖは、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｎと同様に、均質化加熱処理時に、Ａｌ合金鍛造材組織中で熱的に安定な化合物であるＡｌ−Ｖ系分散粒子を析出させ、この分散粒子が再結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため、結晶粒の粗大化防止の効果がある。この結果、Ａｌ合金鍛造材のミクロ組織を繊維組織化して、常温強度および高温強度を向上させる効果がある。そして、安定相を粗大に析出させる作用がＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎに比して比較的小さい。したがって、Ａｌ合金鍛造材の被削性や高温特性の確保をより確実に保証する目的で、結晶粒径を５００μｍ以下に微細化させるために、本発明の好ましい態様では、Ｖを０．１５％以下を選択的に含有させることが好ましい。Ｖ含有量が０．０５％未満ではこれらの効果が得られにくく、一方、Ｖ：０．１５％を越えると、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、成形不良および破壊の原因となる。したがって、Ｖは０．１５％以下、好ましくは０．０５％〜０．１５％の範囲で含有させる。
【００３８】
以下に、規制することが好ましい元素について説明する。
Ｚｒ　、Ｃｒ、Ｍｎは、前記Ｖと同様に、均質化加熱処理時にそれぞれＡｌ合金鍛造材組織中で熱的に安定な化合物であるＡｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｍｎ系の分散粒子を析出させる。そして、この分散粒子が、Ａｌ合金鍛造材のミクロ組織を繊維組織化して、常温強度および高温強度を向上させる効果を有する。
【００３９】
しかし、溶体化処理後の焼入れ処理において、４００℃から２９０℃の間の平均冷却速度が３００００℃／分以下に遅くなった場合、これらＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎを含有していると、溶体化処理後の焼入れ処理において、焼入れの過程で、ＡｌＣｕ_２などの安定相が、前記Ａｌ−Ｃｒ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｍｎ系の分散粒子の周囲に粗大に析出してしまう。この結果、次に高温の前記人工時効硬化処理を行っても、１２０℃の温度で１００時間使用された後に３１０ＭＰａ以上などの高温での耐力が得られない。したがって、Ａｌ合金鍛造材の焼入れ感受性を下げるために、好ましくは、Ｚｒ：０．０９％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、各々に規制することが好ましい。
【００４０】
Ｆｅは０．１５％以下に規制することが好ましい。ただ、スクラップ等からの混入もあり、Ａｌ合金鍛造材の高温特性を向上させる効果もあるので、０．１５％の含有までは許容する。０．１５％を越えて含有すると、不溶性金属間化合物を生成し、成形不良および破壊の原因となりやすい。
【００４１】
ＳｉはＭｇと結合してＡｌ合金鍛造材組織中にＭｇ_２ＳｉおよびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物を形成する。このため、高温の人工時効硬化処理時にθ’相やΩ相を析出させ、人工時効硬化処理後のＡｌ合金鍛造材の強度を向上させるために必要なＭｇが消費されてしまうので、人工時効硬化処理後のＡｌ合金材の強度が低下する。Ｍｇの含有量はＣｕに比して、元々少ないので、このＳｉによる影響は大きい。また、溶体化処理により、前記大部分の晶出物は固溶するが、過剰なＭｇ_２Ｓｉが形成されると溶体化処理においても残存して破断の起点になるため、成形性が低下する。したがって、Ｓｉは０．１％以下に規制することが好ましい。
【００４２】
この他、Ｔｉは、結晶粒を微細化するが、過剰に添加すると粗大な金属間化合物を形成し成形加工時の破断の起点になるため、成形性が低下する。したがって、Ｔｉは０．１％以下までの含有は許容される。
【００４３】
したがって、本発明の好ましい態様では、Ａｌ合金鍛造材の人工時効硬化処理後の耐力が低くなり、高温使用時の耐力も低くなることを防止するために、Ａｌ合金鍛造材合金中の以下の元素を、Ｓｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．０９％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｔｉ：　０．１％以下に各々規制することが好ましい。
【００４４】
また、上記以外のＺｎ、Ｎｉ、Ｂなどの元素については、本発明に係るＡｌ合金鍛造材の高温特性やその他の特性を阻害しない範囲での含有あるいは２０００系Ａｌ合金の上限規格程度は許容される。
【００４５】
【実施例】
次に本発明の実施例を説明する。表１に示す、Ａ〜Ｇの本発明範囲内の化学成分組成、Ｈ〜Ｌの本発明範囲外の化学成分組成のＡｌ合金鋳塊　（５００ｍｍφ×２０００ｍｍｌ）を各々溶製した後、表３の比較例２９を除いて、全て５１０℃×８　ｈｒの均質化熱処理　（空気炉）を施した　（比較例２９は４９０℃×８　ｈｒ）。この均質化熱処理後の鋳塊を熱間鍛造にて、各方向での鍛練比が１．５以上となるように、１５０　ｍｍ角（厚み）の角棒および８０ｍｍ角　（厚み）の角棒としたものを、３００ｍｍｌの長さに切断してＡｌ合金鍛造材を製造した。このＡｌ合金鍛造材を空気炉で加熱速度２００℃／ｈｒで昇温し、発明例は表２、比較例は表３に各々示す種々の溶体化温度で、かつ時間は共通して６　ｈｒの溶体化処理後、表２、３に示す種々の焼入れ温度で水焼入れを行い（４００℃から２９０℃の間の平均冷却速度は３００００℃／分以上）水中で１０分保持後に取り出した。
【００４６】
前記厚みが８０ｍｍのＡｌ合金鍛造材については、小物部品やピストンなどの残留応力が比較的大きくても良い用途を模擬して、溶体化処理後に３０〜４５℃の低温の水焼入れ処理し、その後に１７５℃×１８ｈｒの人工時効硬化処理を施した、調質Ｔ６材とした。
【００４７】
一方、前記厚みが１５０ｍｍのＡｌ合金鍛造材については、残留応力が問題となる用途を模擬して、溶体化処理後に７０〜９１℃の温水焼入れして残留応力を低減し、冷間圧縮加工を加えずに、１７５℃×１８ｈｒの人工時効硬化処理を施した、調質Ｔ６１材とした。また、同じく、残留応力が問題となる用途を模擬して、溶体化処理後に３０〜６０℃の水焼入れ処理し、表２、３に示す冷間圧縮率で冷間圧縮加工を加えて残留応力を低減し、１７５℃×１８ｈｒの人工時効硬化処理を施し、調質Ｔ６５２材とした。
【００４８】
これらの調質Ａｌ合金鍛造材から供試体を採取し、ＡＳＴＭ８３７に規定される小孔穴あけ法にて、残留応力低減の必要がある調質Ｔ６１材、調質Ｔ６５２材についてのみ残留応力を測定した。また、供試材の引張特性として、室温での機械的特性　（σＢ、耐力、伸び）と、高温特性として、１８０℃×１００ｈｒの高温に供試材を暴露した際の、その温度での機械的特性　（σＢ、耐力、伸び）、更に、２０４℃での１０００ｈｒクリープ破断強度を測定した。これら試験片は平行部１０ｍｍΦ×２８ｍｍｌとした。これらの供試材の引張特性の測定結果を、発明例は表２、比較例は表３に各々示す。なお、溶体化処理中にバーニングや、熱間鍛造中に割れが生じたものは、これら特性を測定しなかった。なお、発明例の中から選択して、発明例９と発明例１３および発明例１４については、更に、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）と疲労強度（ｒｐｍ、応力：　１９０ＭＰａ、室温）についても調査した。
【００４９】
以下に、表１と、表２、３から明らかな事項を述べる。
表１に示すＡ〜ＧおよびＭ、Ｎの本発明範囲内の化学成分組成を有し、表２に示す本発明範囲内の鍛造温度、溶体化温度で処理した、発明例１〜８までの調質Ｔ６材、発明例９の調質Ｔ６１材、発明例１０の調質Ｔ６５２材、発明例１１、１２の調質Ｔ６材は、各々室温での耐力が４００ＭＰａ以上で、室温強度および高温強度、更にクリープ破断強度が高い。なお、発明例の中から選択された、発明例９、発明例１３および発明例１４については、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）は各々３．０、４．５、４．３であり、疲労強度（ｒｐｍ）は各々３．０ｅ６、５．５ｅ６、５．８ｅ６であった。
【００５０】
これに対し、表１に示すＡの本発明範囲内の合金を用いても、表３に示す鍛造温度が４３５℃と本発明範囲を高めに外れる比較例２０　（調質Ｔ６材）は、上記発明例１〜８までの調質Ｔ６材に比して、特にクリープ破断強度が低い。また、表３に示す鍛造温度が２６０℃と本発明範囲を低めに外れる比較例２１　（調質Ｔ６材）は、鍛造割れが生じた。したがって、鍛造温度の本発明範囲の意義が裏付けられる。
【００５１】
同じく、表１に示すＡの本発明範囲内の合金を用いても、表３に示す溶体化処理温度が５５０℃と本発明範囲を高めに外れる比較例２２　（調質Ｔ６材）と比較例２５　（調質Ｔ６１材）は溶体化処理中にバーニングが生じた。また、表３に示す溶体化処理温度が５００℃と本発明範囲を低めに外れる比較例２３　（調質Ｔ６材）と比較例２６　（調質Ｔ６１材）は、上記発明例１〜９の調質Ｔ６材や調質Ｔ６１材同士での比較で、室温強度および高温強度と、特にクリープ破断強度が低い。したがって、溶体化処理温度の本発明範囲の意義が裏付けられる。
【００５２】
また、製造条件が略同じ場合で、合金成分のみが違う場合について、以下に比較する。
発明例の中でも、Ａｇの含有量が比較的少ない合金Ｂを用いた発明例２は、Ａｇの含有量が下限未満の合金Ｊを用いた比較例１７よりも、室温強度および高温強度、更にクリープ破断強度が著しく高い。しかし、よりＡｇの含有量が多い合金Ａを用いた発明例１などよりも、室温強度および高温強度、更にクリープ破断強度が比較的低い。したがって、Ａｇの含有効果と０．０５％の下限含有量の意義が裏付けられる。
【００５３】
Ｓｉ含有量が比較的高い合金Ｃを用いた発明例３や、Ｆｅ含有量が比較的高い合金Ｄを用いた発明例４、　Ｃｒ含有量が比較的高い合金Ｅを用いた発明例５、Ｚｒ含有量が比較的高い合金Ｆを用いた発明例６、Ｍｎ含有量が比較的高い合金Ｇを用いた発明例７は、これらの含有量が低い発明例１に比較して室温強度および高温強度、更にクリープ破断強度が比較的低い。したがって、これら不純物を各々所定量以下に規制する意義が裏付けられる。
【００５４】
Ｃｕ含有量が４．１％、５．３％と比較的少ない合金ＭやＮを用いた発明例１１、１２　（調質Ｔ６材）および発明例１３、１４　（調質Ｔ６１材）は、Ｃｕ含有量が６．３％と比較的多く、製造条件が各々同じ発明例１、２（調質Ｔ６材）および発明例９（調質Ｔ６１材）などに比して、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性が比較的低い。また、Ｃｕ含有量が少なすぎる合金Ｈを用いた比較例１５　（調質Ｔ６材）、Ｍｇ含有量が少なすぎる少なすぎる合金Ｉを用いた比較例１６　（調質Ｔ６材）は、製造条件が同じ発明例１、２などに比較して、特に、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性が著しく低い。Ｍｇ含有量が多すぎる合金Ｋを用いた比較例１８　（調質Ｔ６材）は溶体化処理中にバーニングが生じた。また、比較のために本発明組成範囲を外れたＪＩＳ　２６１８合金　Ｌを用いた比較例１９　（調質Ｔ６１材）は発明例に比較して、特に、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性が著しく低い。したがって、これらの結果から本発明成分組成範囲や好ましい成分組成範囲の意義が裏付けられる。
【００５５】
次に、焼入れ温度条件以外の条件が略同じ場合について、焼入れ温度条件の違いについて比較する。調質Ｔ６材において焼入れ温度が４５℃と高い比較例２４、調質Ｔ６５２材において焼入れ温度が６０℃と高い比較例２８は、調質Ｔ６材において焼入れ温度が３０℃と低い発明例１、８や、調質Ｔ６５２材において焼入れ温度が３０℃と低い発明例１０の同じ調質材同士で比較して、特に、室温強度や、高温強度、クリープ破断強度などの高温特性が著しく低い。したがって、焼入れ温度が４０℃以下と低い方が、室温強度や、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性が高いことが分かる。
【００５６】
また、調質Ｔ６１材において、焼入れ温度が７０℃と低すぎる比較例２７は、他の焼入れ温度が９１℃の発明例９などに比して、残留応力が大きすぎるため、前記した残留応力が問題となる用途では使用できない。
【００５７】
更に、調質Ｔ６５２材において、冷間圧縮率が低すぎる比較例２９は、他の調質Ｔ６５２材に比して、室温強度や、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性は高いものの、残留応力が大きすぎるため、前記した残留応力が問題となる用途では使用できない。一方、冷間圧縮率が大きすぎる比較例３０は、調質Ｔ６５２材の発明例１０に比して、室温強度や、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性は遜色ないものの、残留応力が大きすぎるため、前記した残留応力が問題となる用途では使用できない。したがって、残留応力を除去する冷間圧縮率には前記した適正範囲があることが分かる。また、発明合金Ａを用いているものの、均質化熱処理温度が４９０℃と本発明範囲よりも低過ぎる比較例３１は、均質化不足のために、発明例に比して、室温、高温の引張特性やクリープ破断強度が著しく劣る。
【００５８】
上記各発明例と一部比較例の前記した方法でのミクロ組織観察の結果、発明例のいずれもが、Ａｌ合金組織が等軸で、平均結晶粒径が５０〜５００μｍｍの範囲の一定サイズの粒径であり、更に（１００）面上にθ’相、（１１０）面上にΩ相が各々析出していた。これに対して、特に、鍛造温度が上限を越えている前記比較例２０では、サブグレインが生じ、等軸再結晶粒も一部存在するものの、再結晶粒が集合体化した粗大な再結晶粒とからなっていた。したがって、室温強度や、高温強度またはクリープ破断強度などの高温特性が同様に低い他の比較例も、前記好ましい本発明のミクロ組織から外れたミクロ組織となっていると考えられる。
【００５９】
【表１】

【００６０】
【表２】

【００６１】
【表３】

【００６２】
【発明の効果】
本発明によれば、冶金的に設計されたＡｌ合金鍛造材を、その設計高温特性通りに再現性良く製造できるＡｌ合金鍛造材を提供することができる。

Claims

Ｃｕ：４．０〜７．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ａｇ：０．０５〜０．７％を含み、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、この組成からなる鋳造材を５００〜５３５℃の温度で均質化熱処理後、２８０〜４３０℃の温度で熱間鍛造され、その後５１０〜５４５℃の温度で溶体化および焼入れ処理されており、その後の人工時効硬化処理後の室温での耐力が４００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
前記アルミニウム合金鍛造材が、更にＶ：０．１５％以下を含む請求項１に記載の高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
前記アルミニウム合金鍛造材が、合金中の以下の元素を、Ｓｉ：０．１％以下、Ｆｅ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．０９％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．８％以下、Ｔｉ：　０．１％以下に各々規制した請求項１または２に記載の高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
前記アルミニウム合金鍛造材が、前記溶体化処理後の焼入れ温度を４０℃以下とした調質Ｔ６材である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
前記アルミニウム合金鍛造材が、前記溶体化処理後の焼入れ温度を９０℃以上とした調質Ｔ６１材である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
前記アルミニウム合金鍛造材が、前記溶体化処理後の焼入れ温度を４０℃以下とした焼入れ処理後に１〜５％の冷間圧縮率で冷間圧縮率された調質Ｔ６５２材である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高温特性に優れたアルミニウム合金鍛造材。