JP2022048993A - アルミニウム合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】 耐熱強度の優れたアルミニウム合金の提供。【解決手段】 Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であることを特徴とする。【選択図】 図１
Description
本発明は、耐熱強度に優れたアルミニウム合金に関する。
従来、高温下において他の部品と擦れながら高速で回転ないし往復運動する部品、例えばインペラやローター、ピストン等のコンプレッサー部品には、Ａ４０３２合金等のＡｌ－Ｓｉ系アルミニウム合金の鍛造加工品がよく用いられている。Ａ４０３２合金は、耐摩耗性に優れ、鍛造加工性も良好であるが、耐熱性に劣る問題があった。
本発明は以上に述べた実情に鑑み、耐熱強度の優れたアルミニウム合金の提供を目的とする。
上記の課題を達成するために請求項１記載の発明によるアルミニウム合金は、Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であることを特徴とする。
請求項１記載の発明によるアルミニウム合金は、Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有すること（特に、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％含有すること）により、耐熱強度に優れたものとなる。また、Ａ４０３２合金と同等の成形性、耐摩耗性が得られる。
以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。本発明のアルミニウム合金は、Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物からなる組成を有する。以下、個々の合金元素について説明する。
Ｓｉ：９．０～１３．５ｗｔ％
Ｓｉは、低熱膨張性と耐摩耗性の向上に寄与する元素である。Ｓｉが９．０ｗｔ％よりも少ないと耐摩耗性が悪く、Ｓｉが１３．５ｗｔ％より多いと初晶Ｓｉが粗大化するため、鍛造成形性の悪化と疲労強度の低下を招く。従って、Ｓｉの含有量は９．０～１３．５ｗｔ％とする。なお、Ｓｉの上限を１１．１ｗｔ％とすれば初晶Ｓｉの発生が抑えられ、それに伴い複雑形状の鍛造成形が可能となり、より好ましい。
Ｓｉは、低熱膨張性と耐摩耗性の向上に寄与する元素である。Ｓｉが９．０ｗｔ％よりも少ないと耐摩耗性が悪く、Ｓｉが１３．５ｗｔ％より多いと初晶Ｓｉが粗大化するため、鍛造成形性の悪化と疲労強度の低下を招く。従って、Ｓｉの含有量は９．０～１３．５ｗｔ％とする。なお、Ｓｉの上限を１１．１ｗｔ％とすれば初晶Ｓｉの発生が抑えられ、それに伴い複雑形状の鍛造成形が可能となり、より好ましい。
Ｆｅ：０．２０～０．５０ｗｔ％
Ｆｅは、耐熱強度向上に寄与する。Ｆｅが０．２０ｗｔ％より少ないとこの効果が弱く、０．５０ｗｔ％より多いとＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｆｅの含有量は０．２０～０．５０ｗｔ％とする。
Ｆｅは、耐熱強度向上に寄与する。Ｆｅが０．２０ｗｔ％より少ないとこの効果が弱く、０．５０ｗｔ％より多いとＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｆｅの含有量は０．２０～０．５０ｗｔ％とする。
Ｃｕ：４．５～６．５ｗｔ％
Ｃｕは、Ａｌ２Ｃｕの析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｃｕの含有量が４.５ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、６．５ｗｔ％より多いと粗大晶出物が発生し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｕの含有量は、４．５～６．５ｗｔ％とする。
Ｃｕは、Ａｌ２Ｃｕの析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｃｕの含有量が４.５ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、６．５ｗｔ％より多いと粗大晶出物が発生し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｕの含有量は、４．５～６．５ｗｔ％とする。
Ｔｉ：０．０１～０．０５ｗｔ％
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系の化合物の析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｔｉの含有量が０．０１ｗｔ％より少ないとこの効果が弱く、０．０５ｗｔ％より多いと粗大晶出物が発生して疲労強度の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０１～０．０５ｗｔ％とする。
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系の化合物の析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｔｉの含有量が０．０１ｗｔ％より少ないとこの効果が弱く、０．０５ｗｔ％より多いと粗大晶出物が発生して疲労強度の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．０１～０．０５ｗｔ％とする。
Ｍｎ：０．０１～０．２ｗｔ％
Ｍｎは、耐熱強度向上に寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．２０ｗｔ％より多いと、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｍｎの含有量は０．０１～０．２ｗｔ％とする。Ｍｎの含有量は、０．０１ｗｔ％～０．０５ｗｔ％とすると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物の発生が抑えられ、より好ましい。
Ｍｎは、耐熱強度向上に寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．２０ｗｔ％より多いと、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｍｎの含有量は０．０１～０．２ｗｔ％とする。Ｍｎの含有量は、０．０１ｗｔ％～０．０５ｗｔ％とすると、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物の発生が抑えられ、より好ましい。
Ｃｒ：０．０５ｗｔ％以下
Ｃｒは、耐熱強度向上に寄与するが、Ｃｒの含有量が０．０５ｗｔ％より多いと粗大なＡｌ－Ｃｒ－Ｆｅ系晶出物が発生し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｒの含有量は０．０５ｗｔ％以下とする。
Ｃｒは、耐熱強度向上に寄与するが、Ｃｒの含有量が０．０５ｗｔ％より多いと粗大なＡｌ－Ｃｒ－Ｆｅ系晶出物が発生し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｒの含有量は０．０５ｗｔ％以下とする。
Ｚｎ：０．８ｗｔ％以下
Ｚｎの許容範囲が広ければ安価な原材料が使えコスト面で有利であるが、Ｚｎを過度に含有すると逆にリサイクルがしづらくなるため、Ｚｎの含有量を０．８ｗｔ％以下としている。
Ｚｎの許容範囲が広ければ安価な原材料が使えコスト面で有利であるが、Ｚｎを過度に含有すると逆にリサイクルがしづらくなるため、Ｚｎの含有量を０．８ｗｔ％以下としている。
Ｍｇ：０．６～１．１５ｗｔ％
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ、あるいはＡｌＳｉＣｕＭｇ系金属間化合物の析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｍｇの含有量が０．６ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、１．１５ｗｔ％より多いと鍛造成形性が悪くなる。従って、Ｍｇの含有量は０．６～１．１５ｗｔ％とする。
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ、あるいはＡｌＳｉＣｕＭｇ系金属間化合物の析出により耐熱強度向上に寄与する。Ｍｇの含有量が０．６ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、１．１５ｗｔ％より多いと鍛造成形性が悪くなる。従って、Ｍｇの含有量は０．６～１．１５ｗｔ％とする。
Ｚｒ：０．０１～０．１０ｗｔ％
Ｚｒは、組織微細化と耐熱強度向上、鍛造後の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｚｒの含有量が０．１０ｗｔ％より多いと、ＡｌＺｒ系の晶出物が粗大化し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｚｒの含有量は０．０１～０．１ｗｔ％とする。
Ｚｒは、組織微細化と耐熱強度向上、鍛造後の強度向上に寄与する。しかしながら、Ｚｒの含有量が０．１０ｗｔ％より多いと、ＡｌＺｒ系の晶出物が粗大化し、疲労特性に悪影響を及ぼす。従って、Ｚｒの含有量は０．０１～０．１ｗｔ％とする。
Ｎｉ：１．０～２．０ｗｔ％
Ｎｉは、Ａｌ－（Ｆｅ）－Ｃｕ－Ｎｉ系の金属間化合物の晶出により耐熱強度向上に寄与する。Ｎｉの含有量が１．０ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、２．０ｗｔ％より多いと化合物が粗大化し、鍛造成形性が悪くなる。従って、Ｎｉの含有量は１．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％とする。
Ｎｉは、Ａｌ－（Ｆｅ）－Ｃｕ－Ｎｉ系の金属間化合物の晶出により耐熱強度向上に寄与する。Ｎｉの含有量が１．０ｗｔ％より少ないとこの効果が少なく、２．０ｗｔ％より多いと化合物が粗大化し、鍛造成形性が悪くなる。従って、Ｎｉの含有量は１．０ｗｔ％～２．０ｗｔ％とする。
Ｓｒ：０．００５～０．０２５ｗｔ％
Ｓｒは共晶Ｓｉを微細化し、鍛造成形性を向上させる。Ｓｒの含有量が０．００５ｗｔ％よりも少ないとこの効果が得られず、０．０２５ｗｔ％よりも多いとポロシティーが発生するおそれがある。よってＳｒは０．００５～０．０２５ｗｔ％とした。
Ｓｒは共晶Ｓｉを微細化し、鍛造成形性を向上させる。Ｓｒの含有量が０．００５ｗｔ％よりも少ないとこの効果が得られず、０．０２５ｗｔ％よりも多いとポロシティーが発生するおそれがある。よってＳｒは０．００５～０．０２５ｗｔ％とした。
次に、本発明のアルミニウム合金を用いた製品について製造方法を説明する。上述した成分範囲に調整したアルミニウム合金溶湯を鋳型に通して連続鋳造し、円柱状のビレットを作製する。連続鋳造は、断熱鋳型方式（例えば、特許第４４６８２６７号公報参照）にて行うのが好ましい。この方式により鋳造することで、共晶Ｓｉが微細且つ均一に分散し、鍛造成形性を向上させる。
鋳造したビレットは、４５０℃～５００℃×５～１０時間の均質化処理を施した後、鍛造加工を行い、製品の形に成型する。
その後、Ｔ６処理等の熱処理を施し、強度を高める。Ｔ６処理は、溶体化処理、焼入れ、時効処理からなり、溶体化処理は４６０℃～５１０℃で３～４時間、時効処理を１６０℃～２００℃で２～３時間行うことが好ましい。このような熱処理を行うことで、微細な金属間化合物が析出し、耐熱強度を向上させる。
鋳造したビレットは、４５０℃～５００℃×５～１０時間の均質化処理を施した後、鍛造加工を行い、製品の形に成型する。
その後、Ｔ６処理等の熱処理を施し、強度を高める。Ｔ６処理は、溶体化処理、焼入れ、時効処理からなり、溶体化処理は４６０℃～５１０℃で３～４時間、時効処理を１６０℃～２００℃で２～３時間行うことが好ましい。このような熱処理を行うことで、微細な金属間化合物が析出し、耐熱強度を向上させる。
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。下記表１に示すアルミニウム合金を断熱鋳型方式にて直径９５ｍｍに造塊し、４６０℃～５１０℃で６～８時間の均質化処理を施した。実施例１～１３は請求項１の合金成分の範囲内のものであり、そのうち実施例１０，１１は、ＳｉとＭｎをより好ましい範囲（Ｓｉ：９．０～１１．１ｗｔ％、Ｍｎ：０．０１～０．０５ｗｔ％）に限定した請求項１よりも狭い範囲に含まれるものである。比較例１～８は、表中の＊印を付した成分が請求項１の範囲から外れるものであり、このうち比較例１はＡ４０３２合金である。
各実施例及び比較例について、耐熱強度の測定、耐摩耗性の評価、鍛造成形性の評価、内部組織の観察を行った。
一般に、耐熱強度は鋳造中に晶出した金属間化合物がネットワーク状の組織を形成することで強度を確保しており、鍛造を行うとこのネットワーク組織が破壊されるため、鍛造後の強度は低下する。したがって、耐熱強度の測定は低鍛錬比及び高鍛錬比の鍛造品を想定し、均質化処理を施した鋳塊を２２．５％、８０％、８５％の鍛錬比（図２参照）で据え込み鍛造を行った。その後、前記に示すＴ６処理を施し、１５０℃と２５０℃の試験温度にて高温引張試験を行い各実施例及び比較例の耐熱強度を測定した。なお、コンプレッサー部品では１５０℃の耐熱強度があれば十分であるが、内燃機関のピストンに用いることを想定して、２５０℃耐熱強度も測定した。高温引張試験は、試験温度×１００時間の熱暴露を行って、図３に示すつば付き試験片を作製し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠し、０．２％耐力まで０．３％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降を７．５％／ｍｉｎのひずみ速度で引張試験を行った。引張強さは、最大試験力での応力値とした。
耐摩耗性の評価は、ピンオンディスク方式にて行った。試験には、鍛錬比８５％で据え込み鍛造し、２５０℃×１００時間の熱暴露を施した試料を供した。ディスクはＳＵＳ４２０Ｊ２焼き戻し材を使用し、ピン（先端球面）に試験用材料を用いた。試験方法は、湿式環境下（媒液：油、油温１２０℃）において、図４に示すように、ピンとディスクを接触させ、ピンに一定荷重３０Ｎを与えつつディスクを２時間回転させ、ピンの試験前後の重量を測定して摩耗量を算出した。
鍛造成形性の評価は、鍛錬比８０％で据え込み鍛造し、その際に割れが発生するか否かで行った。
内部組織の観察は、鍛錬比０％のもので確認した。
各試験の結果を表２に示す。各評価項目における表中の◎、〇、×の評価の基準は、表２の欄外に記載したとおりである。前述した通り、鍛錬比が増加すると耐熱強度は低下する為、鍛錬比２２．５％と８５％でそれぞれ基準値を設定した。また、材料強度は高温になるに従い低下することから１５０℃と２５０℃でそれぞれ基準値を設けた。また、実施例１０、比較例４、比較例７のミクロ組織写真を、図１に示す。
一般に、耐熱強度は鋳造中に晶出した金属間化合物がネットワーク状の組織を形成することで強度を確保しており、鍛造を行うとこのネットワーク組織が破壊されるため、鍛造後の強度は低下する。したがって、耐熱強度の測定は低鍛錬比及び高鍛錬比の鍛造品を想定し、均質化処理を施した鋳塊を２２．５％、８０％、８５％の鍛錬比（図２参照）で据え込み鍛造を行った。その後、前記に示すＴ６処理を施し、１５０℃と２５０℃の試験温度にて高温引張試験を行い各実施例及び比較例の耐熱強度を測定した。なお、コンプレッサー部品では１５０℃の耐熱強度があれば十分であるが、内燃機関のピストンに用いることを想定して、２５０℃耐熱強度も測定した。高温引張試験は、試験温度×１００時間の熱暴露を行って、図３に示すつば付き試験片を作製し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠し、０．２％耐力まで０．３％／ｍｉｎ、０．２％耐力以降を７．５％／ｍｉｎのひずみ速度で引張試験を行った。引張強さは、最大試験力での応力値とした。
耐摩耗性の評価は、ピンオンディスク方式にて行った。試験には、鍛錬比８５％で据え込み鍛造し、２５０℃×１００時間の熱暴露を施した試料を供した。ディスクはＳＵＳ４２０Ｊ２焼き戻し材を使用し、ピン（先端球面）に試験用材料を用いた。試験方法は、湿式環境下（媒液：油、油温１２０℃）において、図４に示すように、ピンとディスクを接触させ、ピンに一定荷重３０Ｎを与えつつディスクを２時間回転させ、ピンの試験前後の重量を測定して摩耗量を算出した。
鍛造成形性の評価は、鍛錬比８０％で据え込み鍛造し、その際に割れが発生するか否かで行った。
内部組織の観察は、鍛錬比０％のもので確認した。
各試験の結果を表２に示す。各評価項目における表中の◎、〇、×の評価の基準は、表２の欄外に記載したとおりである。前述した通り、鍛錬比が増加すると耐熱強度は低下する為、鍛錬比２２．５％と８５％でそれぞれ基準値を設定した。また、材料強度は高温になるに従い低下することから１５０℃と２５０℃でそれぞれ基準値を設けた。また、実施例１０、比較例４、比較例７のミクロ組織写真を、図１に示す。
表２より明らかなように、本発明の実施例１～１３は、鍛錬比２２．５％時で１５０℃引張強さが３５０ＭＰａ以上、２５０℃引張強さが１３０ＭＰａ以上、鍛錬比８５％時で１５０℃引張強さが３３０ＭＰａ以上、２５０℃引張強さが１２０ＭＰａ以上の高い値となり、比較例１（Ａ４０３２合金）と比較して耐熱強度が向上している。また、本発明の実施例１～１３は、いずれも比較例１と比較して鍛造成形性、耐摩耗性が同等以上である。
実施例１～１３の内部組織は、何れも粗大晶出物が無かった。粗大晶出物があると疲労強度が低下することが一般に知られており、実施例１～１３は粗大晶出物がないので疲労強度が高いことが予想される。ＳｉとＭｎをより好ましい範囲に限定した実施例１０，１１は、粗大晶出物が無いことに加え、微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物も無かった。微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物は、凝集すると疲労強度が低下する可能性があるが、実施例１０，１１は微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物も無いことで、疲労強度がより優れていることが予想される。
図１（ａ）に示すように、実施例１０の組織は、初晶Ｓｉが無く微細且つ均一になっていた。
実施例１～１３の内部組織は、何れも粗大晶出物が無かった。粗大晶出物があると疲労強度が低下することが一般に知られており、実施例１～１３は粗大晶出物がないので疲労強度が高いことが予想される。ＳｉとＭｎをより好ましい範囲に限定した実施例１０，１１は、粗大晶出物が無いことに加え、微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物も無かった。微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物は、凝集すると疲労強度が低下する可能性があるが、実施例１０，１１は微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物も無いことで、疲労強度がより優れていることが予想される。
図１（ａ）に示すように、実施例１０の組織は、初晶Ｓｉが無く微細且つ均一になっていた。
一方、Ｓｉの含有量が９．０ｗｔ％より少ない比較例２は、耐摩耗性が劣る。Ｓｉの含有量が１３．５ｗｔ％より多い比較例３は、粗大な初晶Ｓｉが発生するため、鍛造成形性が悪く、疲労強度が低下する。Ｆｅの含有量が０．５０ｗｔ％より多い比較例４は、粗大晶出物があるため（図１（ｂ）参照）、疲労特性が悪くなる懸念がある。Ｃｕの含有量が４．５ｗｔ％より少ない比較例５は、２５０℃引張強さが劣る。Ｃｕの含有量が４．５ｗｔ％より少なく、且つＭｇの含有量が０．６ｗｔ％より少ない比較例６は、１５０℃、２５０℃とも耐熱強度が劣る。Ｍｎの含有量が０．２ｗｔ％より多い比較例７は、粗大晶出物があるため（図１（ｃ）参照）、疲労特性が悪くなる懸念がある。Ｎｉの含有量が２．０ｗｔ％より多い比較例８は、鍛造成形性が劣る。
以上に述べたように、請求項１記載の発明によるアルミニウム合金は、Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有すること（特に、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％含有すること）により、耐熱強度に優れたものとなる。また、Ａ４０３２合金と同等の成形性、耐摩耗性が得られる。
Ｓｉを９．０～１１．１ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．０５ｗｔ％含有するものであれば、各元素を範囲内の何れの含有量で組み合わせたとしても粗大晶出物が発生せず、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物の発生も抑えられるため、疲労強度の低下を確実に防ぐことができる。
本発明のアルミニウム合金は、耐熱強度と耐摩耗性に優れ、成形性も良好であるため、コンプレッサー部品の鍛造素材として好適である。また、２５０℃耐熱強度も優れているため、内燃機関の鍛造ピストン用の素材としても好適である。
Ｓｉを９．０～１１．１ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．０５ｗｔ％含有するものであれば、各元素を範囲内の何れの含有量で組み合わせたとしても粗大晶出物が発生せず、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系の晶出物の発生も抑えられるため、疲労強度の低下を確実に防ぐことができる。
本発明のアルミニウム合金は、耐熱強度と耐摩耗性に優れ、成形性も良好であるため、コンプレッサー部品の鍛造素材として好適である。また、２５０℃耐熱強度も優れているため、内燃機関の鍛造ピストン用の素材としても好適である。
本発明は以上に述べた実施形態に限定されない。合金成分は、特許請求の範囲に記載した範囲内で適宜変更することができる。また、特許請求の範囲に記載のない成分を含有するものであってもよい。鋳造方式、連続鋳造棒の径は、特に限定されない。鍛造品の具体的な形状や用途は任意であり、鍛造加工の方法も特に限定されない。また、本発明のアルミニウム合金は、鍛造以外にも押出、圧延等の種々の加工、あるいは鋳塊のまま切削加工を行って、様々な製品とすることができる。
Claims (1)
- Ｓｉを９．０～１３．５ｗｔ％、Ｆｅを０．２～０．５ｗｔ％、Ｃｕを４．５～６．５ｗｔ％、Ｔｉを０．０１～０．０５ｗｔ％、Ｍｎを０．０１～０．２ｗｔ％、Ｍｇを０．６～１．１５ｗｔ％、Ｃｒを０．０５ｗｔ％以下、Ｚｎを０．８ｗｔ％以下、Ｚｒを０．０１～０．１ｗｔ％、Ｎｉを１．０～２．０ｗｔ％、Ｓｒを０．００５～０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であることを特徴とするアルミニウム合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020154737 | 2020-09-15 | ||
| JP2020154737 | 2020-09-15 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021139485A Pending JP2022048993A (ja) | 2020-09-15 | 2021-08-30 | アルミニウム合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115896567A (zh) * | 2022-11-30 | 2023-04-04 | 上海励益铝业有限公司 | 一种耐腐蚀高强铝合金及其制备方法 |
-
2021
- 2021-08-30 JP JP2021139485A patent/JP2022048993A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115896567A (zh) * | 2022-11-30 | 2023-04-04 | 上海励益铝业有限公司 | 一种耐腐蚀高强铝合金及其制备方法 |
| CN115896567B (zh) * | 2022-11-30 | 2024-02-06 | 上海励益铝业有限公司 | 一种耐腐蚀高强铝合金及其制备方法 |
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