JP2017128789A - 耐熱性アルミニウム合金形材及びアルミニウム合金部材 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた高温疲労特性及び高温クリープ特性を備えたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系耐熱性アルミニウム合金形材の提供。【解決手段】耐熱性アルミニウム合金形材の組成が、Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．３〜１．４質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｍｎ：０．１５〜０．４質量％、Ｚｒ：０．１３質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量が３．０質量％以下、ＮｉとＦｅの質量比が１．１以上である耐熱性アルミニウム合金形材。更にＣｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下及びＳｃ：０．２５質量％以下から１種以上を合計で０．３質量％以下含むことが好ましい耐熱性アルミニウム合金形材。【選択図】なし
Description
本発明は、高強度で、かつ高温疲労特性及び高温クリープ特性に優れた耐熱性アルミニウム合金形材、及び同アルミニウム合金形材からなるアルミニウム合金部材に関する。
特許文献１には、Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．６質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｖ：０．０５〜０．３質量％の１種又は２種以上を合計で０．７質量％以下含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系切削用アルミニウム合金形材（押出材）が記載されている。
特許文献１によれば、このアルミニウム合金形材は、切削性に優れ、高強度で、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に高い疲労強度を示し、エンジン、コンプレッサー、インペラー等の回転、直動部材の製造に適する。特にインペラー等の回転部材は、使用時に遠心力がかかる方向が押出材のＬＴ方向であることから、このアルミニウム合金形材は、Ａ２６１８等の従来材に比べ回転部材の疲労特性を改善することができる。また、このアルミニウム合金形材は、鍛造することなく直接切削加工して前記部材を製造することも、鍛造（熱間、冷間）してニアネット形状を得た後切削して前記部材を製造することもできる。
エンジン、コンプレッサー、ターボチャージャーインペラー等の回転、直動部材は、高温で継続的に使用されるものも多い。従って、これらの部材の素材であるアルミニウム合金形材（押出材）には、特許文献１に記載された切削性、高強度、高い常温疲労強度のほか、優れた耐熱性（高温疲労特性及び高温クリープ特性）が求められる。なお、特許文献１には、同文献に記載されたアルミニウム合金形材が、高い高温強度及び高温疲労強度を有することが記載されている（段落０００９等）が、実施例等にそれ以上の具体的な開示はない。
本発明は、優れた高温疲労特性及び高温クリープ特性を備えたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系耐熱アルミニウム合金形材を提供することを目的とする。
本発明者は、特許文献１に記載されたＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金形材（押出材）が、ある特定の組成範囲内において、その範囲外に比べて顕著に優れた高温疲労特性及び高温クリープ特性を示すことを見出し、本発明に到達した。
本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材は、Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．３〜１．４質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｍｎ：０．１５〜０．４質量％、Ｚｒ：０．１３質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％以下、ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１以上であることを特徴とする。上記アルミニウム合金形材は、必要に応じてさらにＣｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下及びＳｃ：０．２５質量％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下含む。
本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材は、Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．３〜１．４質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｍｎ：０．１５〜０．４質量％、Ｚｒ：０．１３質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％以下、ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１以上であることを特徴とする。上記アルミニウム合金形材は、必要に応じてさらにＣｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下及びＳｃ：０．２５質量％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下含む。
本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材は、特許文献１に開示された特性（高強度、ＬＴ方向に高い疲労強度、優れた切削性）を備えるだけでなく、優れた高温疲労特性及び高温クリープ特性を備える。
本発明において形材とは、全長にわたり実質的に均一な断面（円形、多角形、その他）をもつ材料を意味し、主として押出材がこれに含まれる。以下、本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材について、押出材を例にしてより具体的に説明する。なお、本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材の合金組成は、引用文献１に記載された切削用アルミニウム合金形材（押出材）の合金組成の範囲内にほぼ含まれる。
［合金組成］
Ｃｕ：２．９〜５．５質量％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｃｕの含有量が２．９質量％未満では上記特性の向上効果が少なく、５．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は２．９〜５．５質量％とする。好ましくは３．０〜４．５質量％、さらに好ましくは３．４〜４．５質量％である。
［合金組成］
Ｃｕ：２．９〜５．５質量％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｃｕの含有量が２．９質量％未満では上記特性の向上効果が少なく、５．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は２．９〜５．５質量％とする。好ましくは３．０〜４．５質量％、さらに好ましくは３．４〜４．５質量％である。
Ｍｇ：１．０〜２．５質量％
ＭｇはＣｕと同様、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｍｇの含有量が１．０質量％未満では上記特性の向上効果が少なく、一方、２．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。また、Ｍｇ含有量が１．０質量％以上となることで再結晶化が進む。さらに晶出物分布が均一化し、疲労強度の改善にもつながる。従って、Ｍｇ含有量は１．０〜２．５質量％とする。好ましくは、１．２〜２．２質量％である。
ＭｇはＣｕと同様、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｍｇの含有量が１．０質量％未満では上記特性の向上効果が少なく、一方、２．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。また、Ｍｇ含有量が１．０質量％以上となることで再結晶化が進む。さらに晶出物分布が均一化し、疲労強度の改善にもつながる。従って、Ｍｇ含有量は１．０〜２．５質量％とする。好ましくは、１．２〜２．２質量％である。
Ｎｉ：０．５〜３．０質量％
Ｎｉは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素であり、Ｆｅと共に添加することでその効果が生じる。Ｎｉの含有量が０．５質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、３．０質量％を越えると合金中のＣｕと結びつき晶出物となるため、逆に強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．５〜３．０質量％とする。好ましくは、０．９〜１．５質量％である。
Ｎｉは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素であり、Ｆｅと共に添加することでその効果が生じる。Ｎｉの含有量が０．５質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、３．０質量％を越えると合金中のＣｕと結びつき晶出物となるため、逆に強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．５〜３．０質量％とする。好ましくは、０．９〜１．５質量％である。
Ｆｅ：０．３〜１．４質量％
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素であり、Ｎｉと共に添加することでその効果が生じる。Ｆｅの含有量が０．３質量％未満ではその効果が少なく、一方、１．４質量％を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、強度は低下する。従って、Ｆｅ含有量は０．３〜１．４質量％とする。好ましくは０．４〜１．２質量％である。
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素であり、Ｎｉと共に添加することでその効果が生じる。Ｆｅの含有量が０．３質量％未満ではその効果が少なく、一方、１．４質量％を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、強度は低下する。従って、Ｆｅ含有量は０．３〜１．４質量％とする。好ましくは０．４〜１．２質量％である。
Ｎｉ＋Ｆｅ≦３．０質量％
Ｎｉ／Ｆｅ≧１．１
ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％を超え、又はＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１未満の場合、Ｆｅ系の巨大晶出物が発生し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の強度及び高温クリープ特性が低下する。また、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％を超え、かつＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１未満の場合、さらにＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温疲労特性も低下する。従って、Ｎｉ及びＦｅの含有量は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％以下となり、ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１以上となるように調整する。ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）の上限値は特に限定されないが、好ましくは５．０、より好ましくは３．０である。
Ｎｉ／Ｆｅ≧１．１
ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％を超え、又はＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１未満の場合、Ｆｅ系の巨大晶出物が発生し、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の強度及び高温クリープ特性が低下する。また、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％を超え、かつＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１未満の場合、さらにＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温疲労特性も低下する。従って、Ｎｉ及びＦｅの含有量は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）が３．０質量％以下となり、ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が１．１以上となるように調整する。ＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）の上限値は特に限定されないが、好ましくは５．０、より好ましくは３．０である。
Ｍｎ：０．１５〜０．４質量％
Ｚｒ：０〜０．１３質量％
Ｍｎ及びＺｒは、アルミニウム合金押出材を繊維組織化し、再結晶化を抑制する元素であり、アルミニウム合金押出材の強度、高温疲労特性及び高温クリープ特性を向上させる作用がある。しかし、アルミニウム合金押出材が繊維組織化している場合でも、Ｍｎ含有量が０．１５質量％未満では高温クリープ特性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．４質量％を超えた場合は、アルミニウム合金押出材の高温疲労特性及び高温クリープ特性が低下し、Ｚｒ含有量が０．１３質量％を超えた場合は、高温クリープ特性が低下する。従って、本発明に係るアルミニウム合金押出材に、Ｍｎは必須元素として０．１５〜０．４質量％添加される。また、Ｚｒは必要に応じて０．１３質量％以下添加され、又は不可避不純物として含有される。
Ｚｒ：０〜０．１３質量％
Ｍｎ及びＺｒは、アルミニウム合金押出材を繊維組織化し、再結晶化を抑制する元素であり、アルミニウム合金押出材の強度、高温疲労特性及び高温クリープ特性を向上させる作用がある。しかし、アルミニウム合金押出材が繊維組織化している場合でも、Ｍｎ含有量が０．１５質量％未満では高温クリープ特性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が０．４質量％を超えた場合は、アルミニウム合金押出材の高温疲労特性及び高温クリープ特性が低下し、Ｚｒ含有量が０．１３質量％を超えた場合は、高温クリープ特性が低下する。従って、本発明に係るアルミニウム合金押出材に、Ｍｎは必須元素として０．１５〜０．４質量％添加される。また、Ｚｒは必要に応じて０．１３質量％以下添加され、又は不可避不純物として含有される。
Ｓｉ：０〜０．４質量％
Ｓｉは、時効処理（１９０〜２００℃程度）でＭｇと金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを生成し、強度を向上させる元素であり、本発明合金に必要に応じて添加され、又は不可避不純物として含有される。一方、Ｍｇ２Ｓｉは高温での使用が続くうちに粗大化し、これにより特に高温強度及び高温疲労強度が低下する可能性がある。添加元素又は不可避不純物としてのＳｉ含有量を０．４％以下に制限することにより、Ｍｇ２Ｓｉの生成そのものを抑え、高温使用に伴うＭｇ２Ｓｉの粗大化を回避し、エンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材の高温強度及び高温疲労強度の低下（高温不安定性）を防止することができる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｓｉは、時効処理（１９０〜２００℃程度）でＭｇと金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを生成し、強度を向上させる元素であり、本発明合金に必要に応じて添加され、又は不可避不純物として含有される。一方、Ｍｇ２Ｓｉは高温での使用が続くうちに粗大化し、これにより特に高温強度及び高温疲労強度が低下する可能性がある。添加元素又は不可避不純物としてのＳｉ含有量を０．４％以下に制限することにより、Ｍｇ２Ｓｉの生成そのものを抑え、高温使用に伴うＭｇ２Ｓｉの粗大化を回避し、エンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材の高温強度及び高温疲労強度の低下（高温不安定性）を防止することができる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化して機械的性質を安定化させる元素である。しかし、含有量が０．１５％質量以上では粗大なＡｌ−Ｔｉ系晶出物を生成し、強度を低下させる。また含有量が０．００５％以下では効果が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１５質量％であり、好ましくは０．０１〜０．１質量％である。
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化して機械的性質を安定化させる元素である。しかし、含有量が０．１５％質量以上では粗大なＡｌ−Ｔｉ系晶出物を生成し、強度を低下させる。また含有量が０．００５％以下では効果が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１５質量％であり、好ましくは０．０１〜０．１質量％である。
Ｃｒ：０．３質量％以下
Ｖ：０．２質量％以下
Ｓｃ：０．２５質量％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｓｃの合計：０．３質量％以下
Ｃｒ、Ｖ及びＳｃは、アルミニウム合金押出材の組織を微細化し、再結晶化を抑制する元素であり、アルミニウム合金押出材の高温疲労特性を向上させる作用があり、これらのうち１種又は２種以上が必要に応じて添加される。しかし、Ｃｒ含有量が０．３質量％を超え又はＶが０．２質量％を超えると、粗大な晶出物が発生し、高温疲労特性及び高温クリープ特性が低下する。Ｓｃ含有量が０．２５質量％を超えると、上記効果が飽和し、また、Ｓｃは高価な元素であることから合金のコストがアップする。従って、本発明に係るアルミニウム合金押出材にＣｒ、Ｖ及びＳｃのうち１種を含有させる場合、その含有量はそれぞれ０．３質量％以下、０．２質量％以下、０．２５質量％以下とする。また、Ｃｒ、Ｖ及びＳｃのうち２種以上を含有させる場合、同様の理由で合計含有量を０．３質量％以下とする。
Ｖ：０．２質量％以下
Ｓｃ：０．２５質量％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｓｃの合計：０．３質量％以下
Ｃｒ、Ｖ及びＳｃは、アルミニウム合金押出材の組織を微細化し、再結晶化を抑制する元素であり、アルミニウム合金押出材の高温疲労特性を向上させる作用があり、これらのうち１種又は２種以上が必要に応じて添加される。しかし、Ｃｒ含有量が０．３質量％を超え又はＶが０．２質量％を超えると、粗大な晶出物が発生し、高温疲労特性及び高温クリープ特性が低下する。Ｓｃ含有量が０．２５質量％を超えると、上記効果が飽和し、また、Ｓｃは高価な元素であることから合金のコストがアップする。従って、本発明に係るアルミニウム合金押出材にＣｒ、Ｖ及びＳｃのうち１種を含有させる場合、その含有量はそれぞれ０．３質量％以下、０．２質量％以下、０．２５質量％以下とする。また、Ｃｒ、Ｖ及びＳｃのうち２種以上を含有させる場合、同様の理由で合計含有量を０．３質量％以下とする。
不可避不純物
実操業のアルミニウム合金には、種々の不可避不純物元素が含まれるが、本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金でも、ＪＩＳ２０００系アルミニウム合金とほぼ同様に、Ｚｎが０．０５質量％未満、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎが個々に０．０１質量％未満、その他の元素が個々に０．０５質量％未満、Ｓｉを除く不可避不純物トータルで０．１５質量％未満であれば特に問題は生じない。
実操業のアルミニウム合金には、種々の不可避不純物元素が含まれるが、本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金でも、ＪＩＳ２０００系アルミニウム合金とほぼ同様に、Ｚｎが０．０５質量％未満、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎが個々に０．０１質量％未満、その他の元素が個々に０．０５質量％未満、Ｓｉを除く不可避不純物トータルで０．１５質量％未満であれば特に問題は生じない。
［製造方法］
以下、本発明に係るアルミニウム合金形材（押出材）の好ましい製造方法を説明する。なお、この製造方法は、実質的に特許文献１に記載された方法とほぼ同じである。
前記組成のアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造によりビレットに造塊する。
得られたビレットについて、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０時間の均質化処理を行う。４５０℃未満の温度では十分な均質化が得られない。また、５２０℃を超える温度では、偏在するミクロ偏析が共晶融解を起こすため、疲労強度低下の原因となる。均質化処理時間が１時間未満では十分な均質化が得られず、２０時間を超える均質化処理は、熱処理炉の占有時間が長くなり製造コストを増大させる。好ましくは４５０〜５２０℃、５〜１５時間の均質化処理を行う。
以下、本発明に係るアルミニウム合金形材（押出材）の好ましい製造方法を説明する。なお、この製造方法は、実質的に特許文献１に記載された方法とほぼ同じである。
前記組成のアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造によりビレットに造塊する。
得られたビレットについて、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０時間の均質化処理を行う。４５０℃未満の温度では十分な均質化が得られない。また、５２０℃を超える温度では、偏在するミクロ偏析が共晶融解を起こすため、疲労強度低下の原因となる。均質化処理時間が１時間未満では十分な均質化が得られず、２０時間を超える均質化処理は、熱処理炉の占有時間が長くなり製造コストを増大させる。好ましくは４５０〜５２０℃、５〜１５時間の均質化処理を行う。
均質化処理後、ビレットをそのまま押出温度まで冷却し、又はいったん室温まで冷却した後押出温度に再加熱して、押出加工を行う。押出加工は、押出温度３２０〜５００℃、押出速度：２〜８ｍ／ｓｅｃ、押出比１０〜４０で行う。
押出温度が３２０℃未満では、加工ひずみが材料内部に蓄積され、溶体化処理を行う際に結晶粒の粗大化が生じ強度が低下する。押出温度が５００℃を超えると、加工変形中の加工発熱が加わり、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。望ましい押出温度は３５０〜４５０℃である。
押出速度が２ｍ／ｓｅｃ未満では、生産性が低く実用的ではない。押出速度が８ｍ／ｓｅｃを超えると、加工発熱のため結晶粒の粗大化が生じるため、疲労強度が低下する。望ましい押出速度は２．５〜５ｍ／ｓｅｃである。
押出比が１０未満では、導入される加工ひずみが小さいため、微細な結晶粒が得られない。押出比が４０を超えると、加工ひずみが大きく、加工発熱で結晶粒の粗大化が生じ疲労強度が低下する。望ましい押出比は２０〜３０である。
押出温度が３２０℃未満では、加工ひずみが材料内部に蓄積され、溶体化処理を行う際に結晶粒の粗大化が生じ強度が低下する。押出温度が５００℃を超えると、加工変形中の加工発熱が加わり、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。望ましい押出温度は３５０〜４５０℃である。
押出速度が２ｍ／ｓｅｃ未満では、生産性が低く実用的ではない。押出速度が８ｍ／ｓｅｃを超えると、加工発熱のため結晶粒の粗大化が生じるため、疲労強度が低下する。望ましい押出速度は２．５〜５ｍ／ｓｅｃである。
押出比が１０未満では、導入される加工ひずみが小さいため、微細な結晶粒が得られない。押出比が４０を超えると、加工ひずみが大きく、加工発熱で結晶粒の粗大化が生じ疲労強度が低下する。望ましい押出比は２０〜３０である。
押出加工後、４８０〜５４０℃×０．５〜４時間で溶体化処理を行う。溶体化温度が４８０未満では、溶体化不足のため、所定の強度が得られない。溶体化温度が５４０℃を超えると、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。
溶体化処理後、焼き入れを行い、その後、人工時効処理を行う。人工時効処理は、１９０〜２００℃×５〜２５×時間程度の通常の条件で行えばよい。
溶体化処理後、焼き入れを行い、その後、人工時効処理を行う。人工時効処理は、１９０〜２００℃×５〜２５×時間程度の通常の条件で行えばよい。
［アルミニウム合金部材］
本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材は、鍛造することなく直接切削加工し、又は鍛造（熱間、冷間）してニアネット形状を得た後切削加工し、エンジン、コンプレッサー、インペラー等の回転、直動部材（アルミニウム合金部材）を製造することができる。
本発明に係る耐熱アルミニウム合金形材は、鍛造することなく直接切削加工し、又は鍛造（熱間、冷間）してニアネット形状を得た後切削加工し、エンジン、コンプレッサー、インペラー等の回転、直動部材（アルミニウム合金部材）を製造することができる。
表１に示す組成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金をＤＣ鋳造して、各組成ごとに直径１５５ｍｍに造塊し、４８０℃×８ｈの均質化処理を施した後、長さ３００ｍｍに切断して押出ビレットを得た。押出ビレットを４１０℃の押出温度で押出加工し、直径３０ｍｍのアルミニウム合金押出材（丸棒）を得た。続いて、押出材に対し、溶体化処理及び人工時効処理を行った。溶体化処理と人工時効処理の条件は、Ｎｏ．１〜２４が、５２０℃×２ｈの加熱後、水冷、続いて２００℃×１０ｈの加熱であり、Ｎｏ．２５が、５３０℃×２ｈの加熱後、水冷、続いて２００℃×２０ｈの加熱である。
得られた押出材を供試材とし、下記要領で高温疲労試験及び高温クリープラプチャー試験を行った。その結果及び総合評価を表２に示す。
（高温クリープラプチャー試験）
供試材（押出材）の中心部から、長手方向が押出方向に平行方向になるように、平行部が直径６ｍｍの円径断面で、標点距離が３０ｍｍの試験片を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２７１の規定に準拠して高温クリープラプチャー試験を行い、高温クリープ破断時間（試験片が破断するまでの時間）を測定した。測定条件は、試験温度（試験片の温度）を１８０℃、付加応力を２５０ＭＰａとした。高温クリープ破断時間が１５０時間以上を合格（○）と評価し、１５０時間以上を不合格（×）と評価した。
供試材（押出材）の中心部から、長手方向が押出方向に平行方向になるように、平行部が直径６ｍｍの円径断面で、標点距離が３０ｍｍの試験片を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２７１の規定に準拠して高温クリープラプチャー試験を行い、高温クリープ破断時間（試験片が破断するまでの時間）を測定した。測定条件は、試験温度（試験片の温度）を１８０℃、付加応力を２５０ＭＰａとした。高温クリープ破断時間が１５０時間以上を合格（○）と評価し、１５０時間以上を不合格（×）と評価した。
（高温疲労試験）
供試材（押出材）の中心部から、長手方向が押出方向に平行方向になるように、平行部直径が８ｍｍの円径断面で、平行部長さが１５．４ｍｍの試験片（１号試験片相当）を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２７４に準拠して小野式回転曲げ疲労試験機で疲労試験を行い、高温疲労寿命（試験片が破断に至るまでの繰り返し曲げ回数）の測定を行った。測定条件は、試験回転数を２０００ｒｐｍ、試験温度（試験片の温度）を１８０℃、付加応力を１７０ＭＰａとした。繰り返し曲げ回数（高温疲労寿命）が１００万回以上（１．００Ｅ＋０６以上）を合格（○）と評価し、１００万回未満を不合格（×）と評価した。
供試材（押出材）の中心部から、長手方向が押出方向に平行方向になるように、平行部直径が８ｍｍの円径断面で、平行部長さが１５．４ｍｍの試験片（１号試験片相当）を採取した。この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２７４に準拠して小野式回転曲げ疲労試験機で疲労試験を行い、高温疲労寿命（試験片が破断に至るまでの繰り返し曲げ回数）の測定を行った。測定条件は、試験回転数を２０００ｒｐｍ、試験温度（試験片の温度）を１８０℃、付加応力を１７０ＭＰａとした。繰り返し曲げ回数（高温疲労寿命）が１００万回以上（１．００Ｅ＋０６以上）を合格（○）と評価し、１００万回未満を不合格（×）と評価した。
表１，２に示すように、比較例であるＮｏ．１６は、Ｍｎ含有量が少なく、高温クリープ特性が劣る。
Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が過剰で、高温疲労特性及び高温クリープ特性が劣る。
Ｎｏ．１８は、Ｚｒ含有量が過剰で、高温クリープ特性が劣る。
Ｎｏ．１９，２１，２２は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）又はＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が本発明の規定を満たさず、いずれも高温クリープ特性が劣る。また、Ｎｏ．２０は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）及びＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が共に本発明の規定を満たさず、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２３は、Ｃｒ含有量が過剰で、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２４は、Ｖ含有量が過剰で、高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２５は従来材であるＡ２６１８合金であるが、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が過剰で、高温疲労特性及び高温クリープ特性が劣る。
Ｎｏ．１８は、Ｚｒ含有量が過剰で、高温クリープ特性が劣る。
Ｎｏ．１９，２１，２２は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）又はＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が本発明の規定を満たさず、いずれも高温クリープ特性が劣る。また、Ｎｏ．２０は、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）及びＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が共に本発明の規定を満たさず、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２３は、Ｃｒ含有量が過剰で、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２４は、Ｖ含有量が過剰で、高温疲労特性が劣る。
Ｎｏ．２５は従来材であるＡ２６１８合金であるが、高温クリープ特性及び高温疲労特性が劣る。
一方、Ｎｏ．１〜１５は、アルミニウム合金の組成が本発明の範囲内であり、高温クリープ特性及び高温疲労特性が優れる。特に高温クリープ特性については、Ｚｒ含有量が本発明の規定を満たさない比較例Ｎｏ．１８、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）又はＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が本発明の規定を満たさないＮｏ．１９，２１，２２に比べて顕著に優れる。また、高温疲労特性については、ＮｉとＦｅの合計含有量（Ｎｉ＋Ｆｅ）及びＮｉとＦｅの質量比（Ｎｉ／Ｆｅ）が本発明の規定を満たさない比較例Ｎｏ．２０及び従来材である比較例Ｎｏ．２５に比べて顕著に優れる。
Claims (3)
- Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．３〜１．４質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｍｎ：０．１５〜０．４質量％、Ｚｒ：０．１３質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、ＮｉとＦｅの合計含有量が３．０質量％以下、ＮｉとＦｅの質量比が１．１以上であることを特徴とする高温クリープ特性及び高温疲労特性に優れた耐熱性アルミニウム合金形材。
- さらにＣｒ：０．３質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下及びＳｃ：０．２５質量％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．３質量％以下含むことを特徴とする請求項１に記載された耐熱性アルミニウム合金形材。
- 請求項１又は２に記載された耐熱性アルミニウム合金形材からなるアルミニウム合金部材。
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-
2016
- 2016-03-25 JP JP2016062801A patent/JP2017128789A/ja active Pending
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