JP2021134414A

JP2021134414A - アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法

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Publication number: JP2021134414A
Application number: JP2020033983A
Authority: JP
Inventors: 尚大小磯; Naohiro Koiso; 歩露口; Ayumu Tsuyuguchi; 学中井; Manabu Nakai
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2020-02-28
Filing date: 2020-02-28
Publication date: 2021-09-13
Anticipated expiration: 2040-02-28
Also published as: CN113322400A; US20210269898A1; DE102021102987A1; JP7469072B2

Abstract

【課題】優れたクリープ特性を備えたアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、Ｆｅ：０．９〜１．３質量％、Ｃｕ：１．９〜２．７質量％、Ｍｇ：１．３〜１．８質量％、Ｚｎ：０．１０質量％以下、Ｎｉ：０．９〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％であり、残部Ａｌ及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、ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％以下、かつ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％以下であり、さらに、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍ以下、かつ、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３以下である構成とした。【選択図】なし

Description

本発明は、耐熱性に優れたアルミニウム合金製の鍛造品を製造するために用いられるアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法に関する。

従来、アルミニウム合金鍛造材として様々な提案がなされている。例えば、特許文献１には、Ｓｉ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｆｅ：１．０〜２．０ｗｔ％、Ｃｕ：２．０〜６．０ｗｔ％、Ｍｇ：１．０〜３．０ｗｔ％、Ｎｉ：３．０ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．２ｗｔ％を含有し、Ｓｉ＋Ｆｅ＋Ｍｇ≧３．１ｗｔ％であり、残部がＡｌ及び不可避不純物であり、導電率が２５．０％ＩＡＣＳ以上４０．０％ＩＡＣＳ以下であることを特徴とするアルミニウム合金が提案されている。

特開２０１７−２１４６５５号公報

一般的に、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などの回転部品や直動部品は、高温で継続的に使用されるものも多い。従って、これらの部品の素材であるアルミニウム合金鍛造材にはクリープ特性が特に求められる。特許文献１で提案されているアルミニウム合金は耐熱性に優れるＡＡ２６１８アルミニウム合金に分類される。特許文献１で提案されているアルミニウム合金は２５０℃での引張強度がＪＩＳ４０３２合金よりも大きい旨示されている。しかし、特許文献１で提案されているアルミニウム合金にはクリープ特性を高くすることについてさらに改善の余地があった。

本発明は、優れたクリープ特性を備えたアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者は、ＡＡ２６１８アルミニウム合金からなるアルミニウム合金鍛造材について優れたクリープ特性を備えるため鋭意研究開発した結果、ＦｅとＮｉの合計含有量やＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量を制御すると共に、金属間化合物の大きさと金属間化合物の分散の均一性とを制御することで前記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、Ｆｅ：０．９〜１．３質量％、Ｃｕ：１．９〜２．７質量％、Ｍｇ：１．３〜１．８質量％、Ｚｎ：０．１０質量％以下、Ｎｉ：０．９〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％であり、残部Ａｌ及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、ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％以下、かつ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％以下であり、さらに、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍ以下、かつ、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３以下である構成とした。

また、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、前記合金組成からなるアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、前記合金組成からなる溶湯を１．２℃／秒以上の冷却速度で冷却して鋳塊を鋳造し、前記鋳塊に対して均質化処理、熱間鍛造、溶体化処理、焼入れ、時効処理を行うことでアルミニウム合金鍛造材を製造する構成とした。

本発明に係るアルミニウム合金鍛造材は、優れたクリープ特性を備える。
また、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、優れたクリープ特性を備えるアルミニウム合金鍛造材を製造できる。

半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法（Direct Chill casting process））の場合の溶湯温度を測定する様子を説明する模式図である。金型鋳造法において金型温度と溶湯の冷却速度との線形近似式を求める際の様子を説明する概略断面図である。金型温度と、溶湯の冷却速度と、線形近似式との一例を図示したグラフである。図中、横軸は金型温度（℃）を示し、縦軸は溶湯の冷却速度（℃／秒）を示している。鋳型と、鋳型から取り出した鋳塊と、この鋳塊から鍛造試験用の試料を作製する部位とを説明する説明図である。熱間鍛造して作製された鍛造材の平面図である。図中のハッチング部分は、引張試験及びクリープ試験に用いる試験片の切り出し位置を示している。熱間鍛造して作製された鍛造材の側面図である。図中のハッチング部分は、引張試験及びクリープ試験に用いる試験片の切り出し位置を示している。金型温度と、溶湯の冷却速度と、線形近似式とを図示したグラフである。図中、横軸は金型温度（℃）を示し、縦軸は溶湯の冷却速度（℃／秒）を示している。実施例及び比較例について、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量（質量％）とＦｅとＮｉの合計含有量（質量％）との関係を示すグラフである。図中、実施例を「◆」でプロットし、比較例を「□」でプロットしている。実施例及び比較例について、金属間化合物の平均円相当径（μｍ）とＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきとの関係を示すグラフである。図中、実施例を「◆」でプロットし、比較例を「□」でプロットしている。実施例及び比較例について、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきとクリープ試験の破断時間（ｈｒ）との関係を示すグラフである。図中、実施例を「◆」でプロットし、比較例を「□」でプロットしている。実施例及び比較例について、金属間化合物の平均円相当径（μｍ）とクリープ試験の破断時間（ｈｒ）との関係を示すグラフである。図中、実施例を「◆」でプロットし、比較例を「□」でプロットしている。

以下、適宜図面を参照して、本発明の一実施形態について説明する。なお、以下の説明において参照する図面は、本発明の一実施形態を概略的に示したものであるため、各部材のスケールや間隔、位置関係などが誇張、又は、部材の一部の図示が省略されている場合がある。本明細書に記載される「〜」は、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として有する意味で使用する。本明細書に段階的に記載されている上限値又は下限値は、他の段階的に記載されている上限値又は下限値に置き換えてもよく、実施例に示された数値に置き換えてもよい。

［アルミニウム合金鍛造材］
はじめに、アルミニウム合金鍛造材の一実施形態について説明する。
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造材は、アルミニウム合金として所定の合金組成を備えており、鍛造品（アルミニウム合金部品）を製造するために用いられる。アルミニウム合金鍛造材は、以下に示すような合金組成と組織的な特徴とを備えている。

すなわち、アルミニウム合金鍛造材は、Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、Ｆｅ：０．９〜１．３質量％、Ｃｕ：１．９〜２．７質量％、Ｍｇ：１．３〜１．８質量％、Ｚｎ：０．１０質量％以下、Ｎｉ：０．９〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％であり、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％以下、かつ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％以下である。さらに、アルミニウム合金鍛造材は、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍ以下、かつ、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３以下となる構成を備えている。なお、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきは、観測可能な全ての金属間化合物が該当する。

（合金組成）
前記合金組成からなるアルミニウム合金は、ＡＡ２６１８アルミニウム合金に属する。ＡＡ２６１８アルミニウム合金は、高温特性が要求される構造部材に用いられる。以下、前記合金組成について説明する。なお、これらの成分については、例えば、特許第６３４８４６６号や特許第５８７９１８１号に記載されているように一般的に知られており、下記のような作用を有する。

（Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％）
Ｓｉは、Ｍｎと共にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物などの微細分散相を析出させ、転位のピンニング効果を高め、溶体化処理中の再結晶粒の粗大化を抑制することにより、アルミニウム合金鍛造材の強度を向上させる。Ｓｉ含有量は、０．１０〜０．２５質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満の場合には、強度向上の効果が十分に得られない。Ｓｉ含有量が０．２５質量％を超える場合には、ＭｇとＳｉの化合物などが形成され、耐熱性が低下する。なお、Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．１３質量％であり、より好ましくは０．１５質量％である。また、Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは０．２３質量％であり、より好ましくは０．２１質量％である。

（Ｆｅ：０．９〜１．３質量％）
Ｆｅは、Ｎｉと共にＦｅ−Ｎｉ系化合物などを形成し、アルミニウム合金鍛造材の耐熱性を向上させる。Ｆｅ含有量は、０．９〜１．３質量％の範囲とする。Ｆｅ含有量が０．９質量％未満の場合には、耐熱性向上の効果が十分に得られない。Ｆｅ含有量が１．３質量％を超える場合には、母相中に分散するＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ系などのＦｅ系化合物が著しく形成されるため、耐熱性向上の効果が小さくなる。なお、Ｆｅ含有量の下限値は、好ましくは１．０質量％である。また、Ｆｅ含有量の上限値は、好ましくは１．２質量％である。

（Ｃｕ：１．９〜２．７質量％）
Ｃｕは、常温及び高温におけるアルミニウム合金鍛造材の強度向上に寄与する。Ｃｕは固溶強化及び析出強化の双方の作用により、主として本発明の用途においてＡｌ合金に要求される、常温耐力及び耐熱性を確保するために必須の元素である。より具体的には、Ｃｕは高温の人工時効処理時にＡｌ、Ｍｇと化合し、Ｇ．Ｐ．Ｂ．ゾーンやＳ’相などを微細でかつ高密度に析出させ、人工時効処理後のＡｌ合金の強度を向上させる。Ｃｕ含有量は１．９〜２．７質量％の範囲とする。Ｃｕ含有量が１．９質量％未満の場合には、強度向上の効果が十分に得られない。Ｃｕ含有量が２．７質量％を超える場合には、共晶融解開始温度が低下し、溶体化処理温度を低くしなければならないため、母相中への固溶量が減り、強度向上の効果が望めない。Ｃｕ含有量の下限値は、好ましくは２．０質量％、より好ましくは２．１質量％である。また、Ｃｕ含有量の上限値は、好ましくは２．６質量％、より好ましくは２．５質量％である。

（Ｍｇ：１．３〜１．８質量％）
Ｍｇは、Ｃｕと共存して常温及び高温におけるアルミニウム合金鍛造材の強度向上に寄与する。Ｍｇは固溶強化及び析出強化の双方の作用により、主として本発明の用途においてＡｌ合金に要求される、常温耐力及び耐熱性を確保するために必須の元素である。より具体的には、Ｍｇは高温の人工時効処理時にＡｌ、Ｃｕと化合し、Ｇ．Ｐ．Ｂ．ゾーンやＳ’相などを微細でかつ高密度に析出させ、人工時効処理後のＡｌ合金の強度を向上させる。Ｍｇ含有量は１．３〜１．８質量％の範囲とする。Ｍｇ含有量が１．３質量％未満の場合には、強度向上の効果が小さい。Ｍｇ含有量が１．８質量％を超える場合には、鍛造等の熱間加工において材料の変形抵抗が高くなり、生産性が低下する。Ｍｇ含有量の下限値は、好ましくは１．４質量％、より好ましくは１．５質量％である。また、Ｍｇ含有量の上限値は、好ましくは１．７質量％、より好ましくは１．６質量％である。

（Ｚｎ：０．１０質量％以下）
Ｚｎは、不可避的不純物として含有されることが多い元素である。また、Ｚｎは、固溶強化及び析出強化によりアルミニウム合金鍛造材の常温及び高温強度を向上し得る添加元素の一つでもある。しかし、Ｚｎは、耐食性に対して特に有害である。そのため、Ｚｎ含有量は０．１０質量％以下とする。アルミニウム合金鍛造材の常温及び高温強度の向上効果はＣｕやＭｇの添加により十分に得ることができるため、Ｚｎは含有していなくてもよい（Ｚｎ含有量は０質量％であってもよい）。Ｚｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０９質量％であり、より好ましくは０．０８質量％であり、さらに好ましくは０．０５質量％である。

（Ｎｉ：０．９〜１．２質量％）
Ｎｉは、Ｆｅと共にＦｅ−Ｎｉ系化合物などを形成し、アルミニウム合金鍛造材の耐熱性を向上させる。Ｎｉ含有量は０．９〜１．２質量％の範囲とする。Ｎｉ含有量が０．９質量％未満の場合には、耐熱性向上の効果が十分に得られない。Ｎｉ含有量が１．２質量％を超える場合には、母相中に分散するＡｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系などのＮｉ系化合物が形成されるため、耐熱性向上の効果が小さくなる。また、Ｎｉ含有量が１．２質量％を超える場合には、粗大なＦｅ−Ｎｉ系などの金属間化合物が形成される。そのため、この場合には、鍛造などの熱間加工において割れが発生し易くなり、生産性が低下する。Ｎｉ含有量の下限値は、好ましくは０．９５質量％であり、より好ましくは１．０質量％である。また、Ｎｉ含有量の上限値は、好ましくは１．１８質量％であり、より好ましくは１．１質量％である。

（Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％）
Ｔｉは、Ｚｒと同様、微細結晶粒組織を安定して得るために添加される。Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１質量％の範囲とする。Ｔｉ含有量が０．０１質量％未満の場合には、微細結晶粒組織を安定させる効果が十分に得られない。Ｔｉ含有量が０．１質量％を超える場合には、鋳造時に巨大なＺｒ−Ｔｉ系化合物などが形成され、強度が低下する。Ｔｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０４質量％である。Ｔｉ含有量の上限値は、好ましくは０．０９質量％である。

（残部）
残部は、Ａｌ及び不可避的不純物である。不可避的不純物は、実操業上、使用する原料などに由来して不可避的に含有され得る。不可避的不純物としては、前記したＺｎ以外に、例えば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖなどが挙げられる。Ｖは０．０５質量％以下であれば特に問題は生じない。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒについては後述する。なお、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖは、本明細書で説明する所定の含有量や合計含有量を超えなければ不可避的不純物として含有される場合だけでなく積極的に添加される場合であっても本発明の効果を妨げない。

（ＦｅとＮｉの合計含有量：２．２質量％以下）
アルミニウム合金鍛造材の耐熱性を向上させるＦｅとＮｉではあるが、その合計含有量が２．２質量％を超えるとＦｅ−Ｎｉ系金属間化合物などの金属間化合物が多数形成されるようになる。そのため、所定の面（断面）における金属間化合物の面積率や個数密度が高くなる。ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％を超えた場合に出現する金属間化合物として、Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ｆｅ−Ｎｉ系、Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｆｅ系金属間化合物などが挙げられる。また、ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％を超えると、偏析によって金属間化合物の分散に偏りが生じるようになる。そして、その影響を受けてＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが大きくなる。ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきの具体的な数値範囲については後述する。ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが大きいということは、金属間化合物の分散が均一でないということであり、これによりクリープ特性が低下する。従って、ＦｅとＮｉの合計含有量は２．２質量％以下とする。ＦｅとＮｉの合計含有量の上限値は、好ましくは２．１質量％であり、より好ましくは２．０質量％である。なお、所定の面（断面）としては、例えば、アルミニウム合金鍛造材又は試験片のメタルフロー（Ｌ方向）に垂直な断面が挙げられる。また、ＳＴ方向とは、アルミニウム合金が鍛造加工によって最も変形を受けた厚さ方向をいう。

（Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量：０．２０質量％以下）
前記したように、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは不可避的不純物として含まれる。Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒは、アルミニウム合金鍛造材の金属組織（ミクロ組織）を微細化し、再結晶化を抑制する。しかし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは、これらの合計含有量が０．２０質量％を超えると、鋳造時に偏析したり、晶出物の核生成・成長を助長したりするので、金属間化合物の分散に偏りが生じるようになる。これにより、例えば、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが大きくなる。そして、金属間化合物の分散が均一でないためクリープ特性が低下する。従って、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量は０．２０質量％以下とする。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量の上限値は、好ましくは０．１５質量％である。

（ミクロ組織）
（金属間化合物の平均円相当径：４．５μｍ以下）
金属間化合物は、平均円相当径が４．５μｍを超えると、クリープ特性が低下する。従って、金属間化合物の平均円相当径は４．５μｍ以下とする。金属間化合物の平均円相当径は、好ましくは４．２μｍ以下であり、より好ましくは４．０μｍ以下である。金属間化合物の平均円相当径は、鋳塊を鋳造する際の溶湯の冷却速度に大きな影響を受ける。鋳塊を鋳造する際の溶湯の冷却速度については製造方法の項目で説明する。

（ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつき：２．３以下）
ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつき（標準偏差）は、観察した断面におけるＳＴ方向に隣り合う金属間化合物と金属間化合物との間の最短距離のばらつきを算出・評価したものである。つまり、このばらつきは、ＳＴ方向における金属間化合物の分散の均一性を表している。このばらつきが小さいほど金属間化合物が均一に分散していることを意味しており、良質なミクロ組織であると言える。ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきは式（１）で求めることができる。

ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３を超えると、金属間化合物の分散の均一性が低い（すなわち、金属間化合物が偏在している）ため、クリープ特性が低下する。従って、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきは２．３以下とする。このばらつきは、好ましくは２．１３以下であり、より好ましくは２．０２以下である。

（ミクロ組織の観察（平均円相当径など））
金属間化合物の平均円相当径やＳＴ方向における金属間化合物間の距離などは、次のようにしてミクロ組織を観察することにより把握できる。
例えば、ミクロ組織の観察は、Ｔ６１調質処理済みの鍛造材から約１０ｍｍ角の試験片を切り出し、機械研磨、バフ研磨後、光学顕微鏡（Ｎｉｋｏｎ社製ＥＣＬＩＰＳＥＭＡ２００）を用いて１００倍の倍率でメタルフロー（Ｌ方向）に対して垂直な断面の金属組織を２〜３視野観察する。観察した組織写真から、切片法を用いてＳＴ方向の結晶粒径を測定すると共に、解析ソフトを用いた画像解析により、金属間化合物に対して平均円相当径、視野に占める面積率、個数密度などを計算する。
また、観測可能な全ての金属間化合物間の距離をＳＴ方向について観察・測定し、距離のばらつきを標準偏差にて評価する。観測可能な金属間化合物としては、例えば、粒径が０．４μｍ以上であるものが該当する。
解析ソフトは、実施例では三谷商事社製ＷｉｎＲＯＯＦ２０１８が使用できたが、これに限定されない。

以上に説明したように、アルミニウム合金鍛造材は、所定の合金組成とし、ＦｅとＮｉの合計含有量及びＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量をそれぞれ所定値以下とすると共に、金属間化合物の平均円相当径及びＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきをそれぞれ所定値以下としたことにより、優れたクリープ特性を得ることができる。

［製造方法］
次に、アルミニウム合金鍛造材の製造方法の一実施形態について説明する。なお、以下の製造方法に関する説明において、既に説明した事項については詳細な説明を省略する。
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、前記した合金組成からなるアルミニウム合金鍛造材を製造するための製造方法である。
本製造方法は、前記した合金組成からなる溶湯を１．２℃／秒以上の冷却速度で冷却して鋳塊を鋳造し、前記鋳塊に対して予め設定された温度範囲において均質化処理、熱間鍛造、溶体化処理、焼入れ、時効処理を行うことでアルミニウム合金鍛造材を製造する。

（溶湯の冷却速度：１．２℃／秒以上）
鋳塊を鋳造する際の溶湯の冷却速度は、金属間化合物（例えば、Ｆｅ−Ｎｉ系金属間化合物など）の大きさに大きな影響を与える。溶湯の冷却速度は１．２℃／秒以上とする。溶湯の冷却速度が１．２℃／秒未満であると、溶湯の凝固に時間がかかり過ぎるため、固溶していたＦｅやＮｉなどが粒界に析出し、金属間化合物を大きく成長させる。そのため、金属間化合物の大きさが大きくなる。溶湯の冷却速度は、好ましくは１．８℃／秒以上であり、より好ましくは３℃／秒以上であり、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。

（溶湯の冷却速度の測定・算出）
溶湯の冷却速度の測定や算出は、金型鋳造法の場合とＤＣ鋳造法の場合とにおいて、例えば以下の《１》〜《３》に挙げる方法で行うことができる。本製造方法は、鋳塊を鋳造する際の溶湯の冷却速度の条件として、予め《１》〜《３》に挙げた方法で算出した溶湯の冷却速度を用いることができる。

《１》金型鋳造法の場合における溶湯の冷却速度の測定・算出方法
金型鋳造法の場合における溶湯の冷却速度の測定・算出方法としては、鋳込んだ溶湯の温度を熱電対に接続したデジタル記録計により直接測定し、その結果から溶湯の冷却速度を算出することが挙げられる。

《２》ＤＣ鋳造法の場合における溶湯の冷却速度の測定・算出方法
ＤＣ鋳造法の場合における溶湯の冷却速度の測定・算出方法としては、次のようにすることが挙げられる。ここで、図１は、ＤＣ鋳造法の場合の溶湯温度を測定する様子を説明する模式図である。
図１に示すように、ＤＣ鋳造装置１１に熱電対１２を設置する。熱電対１２は、ＤＣ鋳造装置１１の金型１３から約１０ｍｍ離れており、溶湯１４が凝固して鋳塊１５となる前の溶融アルミである位置１６（金型１３内の溶湯１４の表面から少し下となる位置）に設置する。なお、金型１３は水冷金型であり、金型１３の内部から溶融アルミに向けて水Ｗが射出するようになっている。鋳造テーブル１７の底部に針金１８を固定する。針金１８は、長さ方向が鋳造テーブル１７の引き下げ方向と平行な方向となるように固定する。そして、この針金１８に熱電対１２を固定することで、熱電対１２が水平方向にずれないようにする。熱電対１２はデジタル記録計１９と接続されており、溶湯１４の温度を直接測定する。つまり、熱電対１２は鋳造テーブル１７の底部に固定された針金１８と共に鋳造テーブル１７によって引き下げられ、溶湯１４が凝固して鋳塊１５となるまでの温度を連続的に直接測定する。そして、溶湯温度が固相線（５５０℃）まで低下した際の単位時間に対する温度の変化より冷却速度（℃／秒）を算出する。

《３》金型鋳造法の場合における溶湯の冷却速度の測定・算出方法の他の実施形態
前記《１》及び《２》に挙げた方法は熱電対を用いて、直接、溶湯の温度を測定しているので正確な溶湯の冷却速度の測定・算出が可能である。ここで、金型鋳造法の場合は、《１》に挙げた方法の他にも、以下に説明するように、金型温度と予め設定した相関式（線形近似式）とから溶湯の冷却速度を算出（推定）してもよい。

線形近似式は、例えば、次のようにして求める。ここで、図２は、金型鋳造法において金型温度と溶湯の冷却速度との線形近似式を求める際の様子を説明する概略断面図である。
図２に示すように、金型２１中の溶湯が流し込まれる空間２２の中心位置２３の温度が測定できるように熱電対２４を配置する。次いで、金型２１をガスバーナーで所定の温度まで加熱し、金型２１の開口部２５の周辺の金型温度を接触式温度計で測定する。その後、前記した合金組成に溶解調整された溶湯（例えば、７２０℃）を金型２１の中に流し込み、鋳塊を作製する。溶湯温度は、熱電対２４を接続したデジタル記録計２６で連続的に記録する。そして、溶湯温度が固相線（５５０℃）まで低下した際の単位時間に対する温度の変化より冷却速度（℃／秒）を算出する。これを、例えば、金型温度２００℃、２４６℃、２９６℃の３点について行い、それぞれの金型温度での溶湯の冷却速度を算出する。
溶湯が固相線まで低下した際の冷却速度は、金型温度２００℃の場合は、例えば、３．２５℃／秒である。
溶湯が固相線まで低下した際の冷却速度は、金型温度２４６℃の場合は、例えば、２．７℃／秒である。
溶湯が固相線まで低下した際の冷却速度は、金型温度２９６℃の場合は、例えば、２．２℃／秒である。

そして、図３は、金型温度と、溶湯の冷却速度と、線形近似式との一例を図示したグラフである。図３に示すように、×印で示す３点（前記例示した３つの溶湯の冷却速度）から線形近似式を求める。図３に示す例では、線形近似式は、ｙ＝−０．０１０９ｘ＋５．４１８５となる。なお、当該式において、ｙは溶湯の冷却速度（℃／秒）、ｘは金型温度（℃）である。溶湯の冷却速度の推定にはこのようにして求めた線形近似式を用いることができる。この線形近似式によって算出される溶湯の冷却速度の推定値は、前記《１》の直接測定する方法で測定された溶湯の温度から算出される冷却速度とほぼ同じである。

以上、溶湯の冷却速度の測定・算出方法について説明したが、本実施形態においてはこれらに限定されるものではなく、以上に説明した以外の方法で測定・算出したものであってもよい。

（本製造方法におけるその他の処理）
本製造方法におけるその他の処理、つまり、溶湯の合金組成の溶解調整、均質化処理、熱間鍛造、溶体化処理、焼入れ及び時効処理は、例えば、ＡＡ２６１８アルミニウム合金からなるアルミニウム合金鍛造材に対して行われている一般的な条件で行うことができる。例えば、溶湯の合金組成の溶解調整は、７００〜７６０℃で行える。均質化処理は４５０〜５５０℃で行える。熱間鍛造は３００〜３５５℃で行える。溶体化処理は５００〜５５０℃で行える。焼入れは温度９０〜１００℃の水又は油を用いて行うことができるが、常温（２５℃程度）の水又は油で行うこともできる。時効処理は１７０〜２２０℃で行える。つまり、本製造方法は、Ｔ６処理又はＴ６１処理で行えるが、好ましくはＴ６１処理で行う。本製造方法はこのような製造条件とすることにより、本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造材を製造できる。なお、本製造方法はここで例示した一般的な条件に限定されない。

［アルミニウム合金部品］
本実施形態に係るアルミニウム合金鍛造材は、鍛造（熱間、冷間）してニアネット形状を得た後、切削加工することにより、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などの回転部品や直動部品（アルミニウム合金部品）を製造することができる。

次に、実施例により本発明に係るアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法について具体的に説明する。図４は、鋳型と、鋳型から取り出した鋳塊と、この鋳塊から鍛造試験用の試料を作製する部位とを説明する説明図である。図５は、熱間鍛造して作製された鍛造材の平面図である。図６は、熱間鍛造して作製された鍛造材の側面図である。図５及び図６中のハッチング部分はそれぞれ引張試験及びクリープ試験に用いる試験片の切り出し位置を示している。

表１のＮｏ．１〜９に示す合金組成に調整されたＡＡ２６１８アルミニウム合金の溶湯（７２０℃）を、銅鋳型を用いた金型鋳造法により又はＤＣ鋳造法により鋳塊を作製した。このようにして作製された銅鋳型（表１では単に「鋳型」と表記）による鋳塊は質量約８．５ｋｇであり、ＤＣ鋳造法（表１では単に「ＤＣ」と表記）による鋳塊は質量約１７ｋｇ及び約４２ｋｇであった。なお、本実施例はここで例示した一般的な条件に限定されず、質量２ｔ以上の鋳塊においても同様である。

そして、図４に示すように、鋳型４１から取り出した鋳塊４２を切断し、切削加工して鋳塊のほぼ中心位置から直径１００ｍｍ×高さ１２０ｍｍの試料４３を作製した。
次に、当該試料４３を空気炉中で５２０℃×２０ｈｒの均質化熱処理を施した後、室温まで冷却した。
その後、当該試料４３を空気炉中で３００〜３４０℃に加熱後、炉から取り出し、油圧鍛造圧プレス機で図５及び図６に示すように高さ３０ｍｍ（直径は概ね２００ｍｍ）まで熱間鍛造して鍛造材５６を作製した。
その後、空気炉中で５３０℃×６ｈｒの溶体化処理を施した後、沸騰水中で焼き入れを行った。
次いで、空気炉中で１９７℃×２２ｈｒの人工時効処理を施し、Ｔ６１処理の試験材とした。
このようにして作製した試験材から、後述するミクロ組織観察用の試験片、引張試験用の試験片、クリープ試験用の試験片をそれぞれ切り出し、観察や試験に用いた。なお、引張試験用の試験片及びクリープ試験用の試験片は、図５に示すＬ方向のハッチング部分かつ図６に示すＳＴ方向中央部のハッチング部分となるように切り出した。ここで、Ｌ方向とは、試験材のメタルフローの方向をいう。本実施例・比較例ではＬ方向として試験材の平面視長さ方向（半径方向）がこれに相当する。また、ＳＴ方向とはアルミニウム合金が鍛造加工によって最も変形を受けた厚さ方向をいう。本実施例・比較例ではＳＴ方向として試験材の厚さ方向がこれに相当する。

ここで、金型鋳造法の場合は、銅鋳型の金型に溶湯を流し込む直前に接触式温度計により金型温度を測定した。その金型温度を表１に示す。なお、ＤＣ鋳造法については、水冷金型を用いているので金型温度は測定しなかった。

溶湯温度が固相線（５５０℃）まで低下した際の単位時間に対する温度の変化より冷却速度（℃／秒）を算出した。ここでは、実施形態の《３》で説明した内容に基づいて、金型温度２００℃、２４６℃、２９６℃の３点について、金型鋳造法における溶湯の冷却速度を算出した。
その結果、溶湯（７２０℃）が固相線まで低下した際の冷却速度は、金型温度２００℃の場合は３．２５℃／秒、金型温度２４６℃の場合は２．７℃／秒、金型温度２９６℃の場合は２．２℃／秒と算出された。

図７は、金型温度と、溶湯の冷却速度と、相関式（線形近似式）とを図示したグラフである。前記算出された３つの溶湯の冷却速度を図７中において×印で示す。そして、これら３つの溶湯の冷却速度から線形近似式を求めた。図７に示すように、線形近似式は、ｙ＝−０．０１０９ｘ＋５．４１８５であった。なお、ｙは溶湯の冷却速度（℃／秒）、ｘは金型温度（℃）である。金型鋳造法における溶湯の冷却速度は、金型温度とこの線形近似式を用いて算出（推定）することができ、表１に示す金型鋳造法（鋳型）の溶湯の冷却速度はこの線形近似式により算出した値である。この線形近似式によって算出される溶湯の冷却速度の推定値は、実施形態の《１》で説明した直接測定する方法で測定された溶湯の温度から算出される冷却速度とほぼ同じであった。

図７のグラフ及び線形近似式によると、金型温度３２６℃の場合、溶湯の冷却速度は１．８７℃／秒と推定されるが、表１には小数点第２位を四捨五入して１．９℃／秒と示した。
同様に、金型温度３３２℃の場合、溶湯の冷却速度は１．８０℃／秒と推定されるが、表１には小数点第２位を四捨五入して１．８℃／秒と示した。
同様に、金型温度３３６℃の場合、溶湯の冷却速度は１．７６℃／秒と推定されるが、表１には小数点第２位を四捨五入して１．８℃／秒と示した。
同様に、金型温度３９３℃の場合、溶湯の冷却速度は１．１３℃／秒と推定されるが、表１には小数点第２位を四捨五入して１．１℃／秒と示した。
金型温度２００℃は、前記したように実測値及び図７のグラフ及び線形近似式では、溶湯の冷却速度は３．２５℃／秒であるが、上記と同様、表１には小数点第２位を四捨五入して３．３℃／秒と示した。

一方、実施形態の《２》で図１を参照しつつ説明した内容に基づいて、ＤＣ鋳造法における溶湯の冷却速度を測定・算出した。ＤＣ鋳造法の場合の溶湯の冷却速度を表１に示す。

（ミクロ組織の観察）
作製したＴ６１処理の試験材のミクロ組織の観察は次のようにして行った。
前記試験材から、約１０ｍｍ角の試験片を切り出し、機械研磨、バフ研磨後、光学顕微鏡（Ｎｉｋｏｎ社製ＥＣＬＩＰＳＥＭＡ２００）を用いて１００倍の倍率で試験材のメタルフロー（Ｌ方向）に対して垂直な断面の金属組織を２〜３視野観察・撮影した。解析ソフト（三谷商事社製ＷｉｎＲＯＯＦ２０１８）を用いて観察・撮影した組織写真を解析した。結晶粒径（μｍ）を測定すると共に、金属間化合物に対して平均円相当径（μｍ）、視野に占める面積率（％）、個数密度（個／ｍｍ^２）を計算した。
また、平均円相当径が０．４μｍ以上である観測可能な全ての金属間化合物間の距離をＳＴ方向について測定し、距離のばらつきを標準偏差で評価した。標準偏差は実施形態で説明した式（１）で算出した。
これらの結果を表２に示す。

（引張試験、クリープ試験）
図５及び図６中のハッチング部分に示す位置より、ＡＳＴＭＥ８及びＡＳＴＭＢ３５７に準じた全長約８５ｍｍ、平行部長さ２５ｍｍ、平行部径６．３５ｍｍの引張試験片（試験片ＴＰ）を作製し、引張試験を行った。
また、同様の位置より、全長約９０ｍｍ、平行部長さ４０ｍｍ、平行部径６ｍｍのクリープ試験片（試験片ＴＰ）を作製し、１８０℃、負荷応力２２０ＭＰａで試験片が破断するまでＪＩＳＺ２２７１：２０１０によるクリープ試験を行った。クリープ試験の結果、破断時間が２２０ｈｒ以上のものを合格（〇）、そうでないものを不合格（×）とした。クリープ試験の温度及び負荷応力と共に、クリープ試験の結果、つまり、クリープ特性（破断時間（ｈｒ））を表２に示す。

（ラーソン・ミラー・パラメータ（ＬＭＰ））
設計基準にクリープ特性を適用する場合、１０００時間当り０．０１％のクリープ速度を起こさせる応力、１０００００時間破断片応力が用いられることが多い。ただし、これらの値を求めるには長時間を要する。そこで、短時間の試験結果から長時間のクリープ特性を推定する手法として、ＬＭＰ（ラーソン・ミラー・パラメータ）を用いることが多い（「アルミニウム材料の基礎の工業技術」、社団法人日本アルミニウム協会発行、Ｐ．３０７）。ＬＭＰは、例えば、ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋Ｌｏｇ（ｔｒ））、Ｔ：温度（絶対温度、Ｋ）、ｔｒ：破断時間（ｈｒ）で定義される。この式が示すように、高温、短時間のクリープ試験結果から、低温、長時間のクリープ特性を推定することができる。この式から算出したＬＭＰをクリープ試験の結果と共に表２に示す。

なお、表１及び表２中の各下線は要件を満たしていないことや、合格基準を満たしていないことを示している。表１中の「−」は、成分については検出下限未満であることを示しており、ＤＣ鋳造法では水冷金型を使用しているため金型温度を測定していないことを示している。

表１及び表２に示すように、Ｎｏ．１〜５に係るアルミニウム合金鍛造材は、クリープ特性が優れていた（いずれも実施例）。また、Ｎｏ．１〜５に係るアルミニウム合金鍛造材はいずれもＪＩＳ規格を満足する引張特性を有していた。
Ｎｏ．６〜９に係るアルミニウム合金鍛造材は、引張特性はＪＩＳ規格を満足していたものの、クリープ特性が劣っていた（いずれも比較例）。

前記した結果になったＮｏ．１〜９に係るアルミニウム合金鍛造材について分析する。図８〜１１は、得られた結果に基づいていくつかの項目をグラフ化したものである。図８は、実施例及び比較例について、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量とＦｅとＮｉの合計含有量との関係を示すグラフである。図９は、実施例及び比較例について、金属間化合物の平均円相当径とＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきとの関係を示すグラフである。図１０は、実施例及び比較例について、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきとクリープ試験の破断時間との関係を示すグラフである。図１１は、実施例及び比較例について、金属間化合物の平均円相当径とクリープ試験の破断時間との関係を示すグラフである。図８〜１１においていずれも実施例を「◆」でプロットし、比較例を「□」でプロットしている。

図８に示すように、実施例は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量とＦｅとＮｉの合計含有量とが共に低い合計含有量であることが分かる。また、図９に示すように、実施例は、金属間化合物の平均円相当径とＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが共に低い値であることが分かる。表１、表２、図１０及び図１１に示すように、クリープ試験の破断時間が合格となるためには、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつき及び金属間化合物の平均円相当径のいずれもが低い値でなければならないことが分かる。

実施例であるＮｏ．１〜５及び比較例であるＮｏ．６〜９に係るアルミニウム合金鍛造材のそれぞれの光学顕微鏡写真を解析ソフトで解析した。
その結果、Ｎｏ．１〜５に係るアルミニウム合金鍛造材は、金属間化合物が均一に分散していた。
一方、Ｎｏ．６〜９に係るアルミニウム合金鍛造材は、金属間化合物が近接して連なるように存在していたり、離れて存在していたりしており、不均一に分散していた。

以上のことから、実施例であるＮｏ．１〜５に係るアルミニウム合金鍛造材は、ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％以下、かつ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％以下であり、さらに、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍ以下、かつ、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３以下であることが確認できた。このような構成とすることにより、Ｎｏ．１〜５に係るアルミニウム合金鍛造材はクリープ特性に優れたものとできることが確認された。

一方、Ｎｏ．６〜９に係るアルミニウム合金鍛造材は、ＦｅとＮｉの合計含有量、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量、金属間化合物の平均円相当径、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきについて要件を満たしていないものがあった。そのため、Ｎｏ．６〜９に係るアルミニウム合金鍛造材は、クリープ特性が劣っていた。

なお、比較例について具体的には、Ｎｏ．６、９に係るアルミニウム合金鍛造材は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％を超えていたため、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３を超えることになった。つまり、Ｎｏ．６、９に係るアルミニウム合金鍛造材は金属間化合物が均一に分散しておらず、偏在していた。そのため、Ｎｏ．６、９に係るアルミニウム合金鍛造材は、クリープ特性が劣る結果となった。

また、Ｎｏ．７、８に係るアルミニウム合金鍛造材は共にＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％を超えていた。
ここで、Ｎｏ．７に係るアルミニウム合金鍛造材は、溶湯の冷却速度が１．２℃／秒未満であったため、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍを超えた。そのため、Ｎｏ．７に係るアルミニウム合金鍛造材はクリープ特性が劣る結果となった。
一方、Ｎｏ．８に係るアルミニウム合金鍛造材は、溶湯の冷却速度が１．２℃／秒以上であったため、金属間化合物の平均円相当径は４．５μｍ以下であったものの、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３を超えた。Ｎｏ．８に係るアルミニウム合金鍛造材は金属間化合物が均一に分散しておらず、偏在していた。そのため、Ｎｏ．８に係るアルミニウム合金鍛造材は、クリープ特性が劣る結果となった。
Ｎｏ．７、８に係るアルミニウム合金鍛造材に関する結果から、溶湯の冷却速度は、金属間化合物の大きさに大きな影響を与えることが分かった。そして、これらのことから、溶湯の冷却速度を適切に制御することが肝要であると推察された。

以上、本発明に係るアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法について実施形態及び実施例により詳細に説明したが、本発明の主旨はこれらに限定されるものではなく、特許請求の範囲に基づいて広く解釈されなければならない。

Claims

Ｓｉ：０．１０〜０．２５質量％、
Ｆｅ：０．９〜１．３質量％、
Ｃｕ：１．９〜２．７質量％、
Ｍｇ：１．３〜１．８質量％、
Ｚｎ：０．１０質量％以下、
Ｎｉ：０．９〜１．２質量％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１質量％であり、残部Ａｌ及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、
ＦｅとＮｉの合計含有量が２．２質量％以下、かつ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒの合計含有量が０．２０質量％以下であり、さらに、金属間化合物の平均円相当径が４．５μｍ以下、かつ、ＳＴ方向における金属間化合物間の距離のばらつきが２．３以下のアルミニウム合金鍛造材。
請求項１に記載の合金組成からなるアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
前記合金組成からなる溶湯を１．２℃／秒以上の冷却速度で冷却して鋳塊を鋳造し、前記鋳塊に対して均質化処理、熱間鍛造、溶体化処理、焼入れ、時効処理を行うことでアルミニウム合金鍛造材を製造するアルミニウム合金鍛造材の製造方法。