JP6718219B2 - 耐熱性アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents
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Description
この発明は、自動車等における輸送機器の内燃機関としてのターボチャージャーのターボコンプレッサーインペラー用の材料等に用いられる耐熱性アルミニウム合金材の製造方法およびその関連技術に関する。
自動車の内燃機関としてのターボチャージャーにおけるコンプレッサーホイール等のコンプレッサーインペラーは、１５０℃程度の高温状況下において１００００ｒｐｍを超える高速回転が与えられるため、高温下において高強度および高剛性を有することが要求される。加えてコンプレッサーインペラーは、エネルギー損失の低減を図るために軽量化も要求されるとともに、高速回転に耐えことができる強度も要求される。
例えば従来において、コンプレッサーインペラーは、２６１８合金（Ｃｕ：１．９質量％〜２．７質量％、Ｍｇ：１．３質量％〜１．８質量％、Ｎｉ：０．９質量％〜１．２質量％、Ｆｅ：０．９質量％〜１．３質量％、Ｓｉ：０．１質量％〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０４質量％〜０．１質量％、Ａｌ：残部）の合金組成を備えた鋳造・鍛造品を切削加工して製造していた。しかしながら近年における切削加工の高速化により、アルミニウム合金押出材の切削品化が進んできており、切削性の向上、高温強度の改善がさらに必要となってきた。
例えば下記特許文献１には、高温である１６０℃での強度が従来以上に向上したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を提供する技術が開示されている。
しかしながら、自動車等の内燃機関の技術分野においてコンプレッサーインペラーは、今以上の高速回転化が求められ、使用温度のさらなる上昇に耐えることができるアルミニウム合金材が求められているのが現状である。
この発明は、高温使用に十分に耐えることができ、高温強度に優れた耐熱性アルミニウム合金材の製造方法およびその関連技術を提供することを目的とする。
上記目的を達成するため、本発明は以下の構成を要旨とするものである。
［１］Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、熱処理を行った後、塑性加工を行うことによって、交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整された耐熱性アルミニウム合金材を得るようにしたことを特徴とする耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［２］前記塑性加工により得られた塑性加工材に対し切削加工を行って耐熱性アルミニウム合金材を得るようにした前項１に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［３］前記塑性加工材に対し切削加工を施す前に熱処理を施すようにした前項２に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［４］前記熱処理として、溶体化処理、焼き入れ処理および時効処理を順次行う一方、
溶体化処理において４８５℃〜５３０℃の温度で０．５時間〜６時間加熱し、焼き入れ処理において１０℃〜９０℃の水で冷却し、時効処理において１７０℃〜２３０℃で１時間〜２０時間加熱するようにした前項３に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
溶体化処理において４８５℃〜５３０℃の温度で０．５時間〜６時間加熱し、焼き入れ処理において１０℃〜９０℃の水で冷却し、時効処理において１７０℃〜２３０℃で１時間〜２０時間加熱するようにした前項３に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［５］前記塑性加工における軸方向の加工率が２０％〜８０％である前項１〜４のいずれか１項に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［６］前記塑性加工は軸方向に圧縮する据込加工である前項１〜５のいずれか１項に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［７］前記塑性加工は型鍛造である前項１〜６のいずれか１項に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
［８］Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、熱処理を行った後、塑性加工を行って塑性加工材を得るとともに、
その塑性加工材に対し切削加工を行うことによって、交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整されたコンプレッサーインペラーを得るようにしたことを特徴とするコンプレッサーインペラーの製造方法。
その塑性加工材に対し切削加工を行うことによって、交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整されたコンプレッサーインペラーを得るようにしたことを特徴とするコンプレッサーインペラーの製造方法。
［９］Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、熱処理および塑性加工されて得られ、かつ交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整されていることを特徴とするコンプレッサーインペラー用アルミニウム合金材。
［１０］Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、熱処理および型鍛造されて得られ、かつ交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整されていることを特徴とするコンプレッサーインペラー用鍛造素形材。
［１１］Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、熱処理、型鍛造および切削加工されて得られ、かつ交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整されていることを特徴とするコンプレッサーインペラー。
発明［１］の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法によれば、高温使用に十分に耐えることができて高温強度に優れ、かつコンプレッサーインペラー用の材料として好適な耐熱性アルミニウム合金材を得ることができる。
発明［２］〜［７］の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法によれば、上記の効果をより確実に得ることができる。
発明［８］のコンプレッサーインペラーの製造方法によれば、高温使用に十分に耐えることができて高温強度に優れたコンプレッサーインペラーを得ることができる。
発明［９］のコンプレッサーインペラー用アルミニウム合金材によれば、高温使用に十分に耐えることができ、かつ優れた高温強度を備えている。
発明［１０］のコンプレッサーインペラー用鍛造素形材によれば、高温使用に十分に耐えることができ、かつ優れた高温強度を備えている。
発明［１１］のコンプレッサーインペラーによれば、高温使用に十分に耐えることができ、かつ優れた高温強度を備えている。
次に本発明に関連したコンプレッサーインペラーの製造方法について詳細に説明する。
本発明のコンプレッサーインペラーは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の合金からなる耐熱性アルミニウム合金材によって構成されている。
本発明の耐熱性アルミニウム合金材は、Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えている。
上記の合金組成において、Ｃｕは常温強度および高温強度を向上させるために添加する必要がある元素である。このＣｕの含有量が３．０％質量未満では十分な強度向上の効果を得ることができず、好ましくない。またＣｕの含有量が５．５質量％を超えると強度は飽和状態となり、それ以上の添加は無意味である。従ってＣｕの含有量は３．０質量％〜５．５質量％とする必要があり、好ましくは３．２質量％〜４．７質量％とするのが良い。
ＭｇはＣｕと同様、常温強度および高温強度を向上させるのに添加する必要がある元素である。このＭｇの含有量が１．１質量％未満では十分な強度向上の効果を得ることができず、好ましくない。またＭｇの含有量が２．５質量％を超えると、鍛造加工性等の塑性加工性や鋳造性が劣化するため好ましくない。従ってＭｇ含有量は１．１質量％〜２．５％質量％とする必要がある。
Ｎｉは常温強度および高温強度を向上させるために添加する元素である。Ｎｉの含有量は０．６質量％未満では十分な強度向上の効果を得ることができず、好ましくない。またＮｉの含有量が２．６質量％を超えると合金中のＣｕと結びつき晶出物となり、逆に強度が低下するため好ましくない。従ってＮｉの含有量は０．６質量％〜２．６質量％とする。
Ｆｅは高温強度を向上させるために添加する元素である。Ｆｅの含有量が０．５質量％未満では十分な強度向上の効果を得ることができず、好ましくない。またＦｅの含有量が１．５質量％を超えると巨大晶出物が発生し、逆に強度は低下してしまい、好ましくない。従って、Ｆｅの含有量は０．５質量％〜１．５質量％とする必要があり、好ましくは０．８質量％〜１．２質量％とするのが良い。
Ｍｎは高温強度を向上させるために添加する元素である。Ｍｎの含有量が０．１質量％未満では十分な強度向上の効果を得ることができず、好ましくない。またＭｎの含有量が０．４質量％を超えると巨大晶出物が発生し、逆に強度は低下してしまい、好ましくない。従ってＭｎの含有量は０．１質量％〜０．４質量％とする必要があり、好ましくは０．２質量％〜０．３５質量％とするのが良い。
Ｚｒは塑性変形させた連続鋳造材（連鋳材）の再結晶化を抑制し、かつ常温から高温において強度を向上させるために添加する元素である。Ｚｒの含有量が０．０１質量％未満ではその効果を十分に得ることができず、好ましくない。またＺｒの含有量が０．３質量％を超えると、巨大晶出物が発生して強度が低下するため好ましくない。従ってＺｒの含有量は０．０１質量％〜０．３質量％とする必要があり、好ましくは０．１質量％〜０．２５質量％とするのが良い。
ＳｉはＭｇと金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを生成し、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が低下する可能性がある。従って本発明では添加元素または不可避不純物としてのＳｉの含有量を０．３質量％未満（０質量％を含む）に制限することにより、Ｍｇ２Ｓｉの生成そのものを抑えて高温使用に伴うＭｇ２Ｓｉの粗大化を回避し、高温強度および疲労強度の低下（高温不安定性）を防止することができる。好ましくはＳｉの含有量は０．１質量％以下とするのが良い。
Ｔｉは鋳塊組織の結晶粒を微細化して機械的性質を安定化させる元素であるが、本発明では結晶粒を微細化させずに積極的に粗大化させることで、高温変形時の粒界すべりを抑制するようにしている。従って本発明においてはＴｉの含有量を０．０６質量％未満（０質量％を含む）に制限する必要がある。すなわちＴｉの含有量をこのように制限することにより、Ａｌ３Ｔｉの生成を回避し、結晶粒の微細化を防ぐことができ、十分な高温強度を確実に得ることができる。特に本発明においてＴｉの含有量を０．０４質量％未満に制限する場合には、結晶粒長を後述する規定範囲内により確実に調整することができる。
ところで、実操業で得られる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。本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金材においても、ＪＩＳ２０００系アルミニウム合金とほぼ同様な不可避不純物元素が含まれているが、特に悪影響が及ぶことはない。具体的には本発明のアルミニウム合金材の合金組成においては、Ｃｒ、Ｚｎが個々に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。
本発明においては例えば、周知の方法で溶製することによって上記の合金組成の連続鋳造材（ビレット）を製作して、その連続鋳造材に対しソーキングを行い、さらに鍛造加工等の塑性加工を行うことによって、本発明に関連したコンプレッサーインペラー用の耐熱性アルミニウム合金材が得られるものである。
熱処理は、溶体化処理、焼き入れ処理および時効処理であり、塑性加工材に対しこの順で処理される。
溶体化処理においては加熱温度を４８５℃〜５３０℃とし、処理時間を０．５時間（ｈｒ）〜６時間とするのが良い。
焼き入れ処理においては１０℃〜９０℃の水で急冷するのが良い。
時効処理においては加熱時間を１７０℃〜２３０℃とし、処理時間を１時間〜２０時間加熱するのが良い。
ソーキングされたアルミニウム合金連続鋳造材が適宜の寸法に切断されて、塑性加工用素材（鍛造素材）を得た後、その素材に対し塑性加工が行われる。本発明において塑性加工としては、据込加工や型鍛造等の鍛造加工が実施される。
例えば鍛造素材に対し型鍛造が行われることによって得られた鍛造素形材が、本発明のコンプレッサーインペラー用の鍛造素形材として構成されるものである。
また本発明の塑性加工においては軸方向の加工率（据込率）を２０％〜８０％に設定するのが良い。この加工率を上記の規定範囲内に設定することにより、十分な常温強度および高温強度を確実に得ることができる。換言すると、加工率が上記の規定範囲を逸脱する場合には、十分な常温強度および高温強度を確実に得ることができないおそれがある。
また本発明の鍛造素形材（塑性加工材）においては、交線法によるアルミニウム結晶粒長が２５０μｍ〜２０００μｍに調整する必要がある。すなわち結晶粒長が２５０μｍに満たない場合には、クリープ変形により高温使用に耐えることができず、十分な高温強度を得ることができないおそれがあり、結晶粒長が２０００μｍを超える場合には、冷間鍛造等の塑性加工における成形性が低下するおそれがあるため、好ましくない。
本発明においては、上記のコンプレッサーインペラー用の鍛造素形材を切削加工することによって、ターボチャージャーのコンプレッサーホイール等のコンプレッサーインペラーを製作するものである。
以上のように製造された本発明のコンプレッサーインペラー用鍛造素形材においては、常温強度、高温強度、剛性に優れ、とりわけ軸方向（Ｌ方向）に対して直交する径方向（ＬＴ方向）の強度が高くなる。従ってこの鍛造素形材を用いてターボチャージャーのコンプレッサーホイール等のコンプレッサーインペラーを製造すれば、全体的に室温強度（常温強度）、高温強度に優れると同時に、高速回転時の動的バランスに優れ、しかも各部分についての、それぞれ異なる要求特性や望まれる特性に応じた最適な性能を有し、特に羽根部の強度、剛性、とりわけ羽根部先端（チップエッジ部）の強度、剛性が高いコンプレッサーインペラーを得ることができる。具体的には、高速回転に伴う１７０℃程度での高温使用に耐えることができ、耐熱強度に優れたコンプレッサーインペラーを得ることができる。
このように本発明の製造方法によれば、上記の優れた性能を有するコンプレッサーインペラー用の耐熱性アルミニウム合金材および鍛造素形材や、コンプレッサーインペラーを製造することができる。
以下、本発明に関連した実施例および実施例と対比する比較例について詳細に説明する。
表１に示すように、合金組成がＡタイプとＢタイプとの２種類の合金を準備した。なお合金組成自体は、Ａタイプの合金もＢタイプの合金も共に本発明の要旨に含まれるものではあるが、Ｂタイプの合金は、Ａタイプの合金と比較してＴｉの含有量がより少量に制限されている。
＜実施例１〜５＞
表２に示すようにＢタイプの合金組成を有するアルミニウム合金を直径φ５０ｍｍの棒状に鋳造し、さらに４７０℃×７ｈｒのソーキングを行い連続鋳造材を得た。
表２に示すようにＢタイプの合金組成を有するアルミニウム合金を直径φ５０ｍｍの棒状に鋳造し、さらに４７０℃×７ｈｒのソーキングを行い連続鋳造材を得た。
このＢタイプの合金組成を有する連続鋳造棒を所定の長さに切断して切断品を得る方法を製作方法１とし、この製作方法１によって図１（ａ）に示すように軸方向Ｌの長さ（厚み）Ｔが５０ｍｍの実施例１の円柱状の供試材（熱処理前の供試材）Ｗを製作した。
また表２に示すように製作方法１によって得られた切断品に対し、２５％の加工率で軸方向Ｌに熱間据込鍛造を行って熱間据込鍛造品を得る方法を製作方法２とし、この製作方法２によって図１（ｂ）に示すように厚みＴが３７．５ｍｍの実施例２の太鼓状の供試材（熱処理前の供試材）Ｗを製作した。
また表２に示すように製作方法１によって得られた切断品に対し、５０％、７５％、９０％の加工率で軸方向に熱間据込鍛造を行って熱間据込鍛造品を得る方法をそれぞれ製作方法３〜５とし、各製作方法３〜５によって図１（ｂ）に示すように、厚みＴが２５ｍｍ、１２．５ｍｍ、５ｍｍの実施例３〜５の太鼓型の供試材（熱処理前の供試材）Ｗをそれぞれ製作した。
＜比較例１〜５＞
表２に示すようにＡタイプの合金組成を有するアルミニウム合金を用いて上記実施例と同様に、連続鋳造材を得た。このＡタイプの合金組成を有する連続鋳造棒に対し、上記実施例と同様の製作方法１〜５をそれぞれ適用して比較例１〜５の円筒状ないし太鼓状の供試材（熱処理前の供試材）Ｗをそれぞれ製作した。
表２に示すようにＡタイプの合金組成を有するアルミニウム合金を用いて上記実施例と同様に、連続鋳造材を得た。このＡタイプの合金組成を有する連続鋳造棒に対し、上記実施例と同様の製作方法１〜５をそれぞれ適用して比較例１〜５の円筒状ないし太鼓状の供試材（熱処理前の供試材）Ｗをそれぞれ製作した。
＜熱処理＞
次いで、製作方法１〜５で得られた実施例１〜５および比較例１〜５の熱処理前の供試材を５１０℃で３時間加熱する溶体化処理を施した後、８０℃の水で急冷する焼入処理を施し、さらに２００℃で１０時間加熱する時効処理を行って実施例１〜５および比較例１〜５の供試材Ｗ（熱処理後の供試材）をそれぞれ製作した。
次いで、製作方法１〜５で得られた実施例１〜５および比較例１〜５の熱処理前の供試材を５１０℃で３時間加熱する溶体化処理を施した後、８０℃の水で急冷する焼入処理を施し、さらに２００℃で１０時間加熱する時効処理を行って実施例１〜５および比較例１〜５の供試材Ｗ（熱処理後の供試材）をそれぞれ製作した。
こうして得られた実施例１〜４および比較例１〜４の熱処理後の供試材Ｗに対して、結晶粒長、室温引張強度および高温引張強度を、下記要領で測定した。その結果を表２に併せて示す。なお実施例５および比較例５の供試材Ｗについては、加工率（据込率）が９０％と非常に高く、素形材の歩留まりが悪くなるため、実用に不向きである。この実用上の理由から、実施例５および比較例５の供試材Ｗについては、下記の測定は実施しなかった。
＜結晶粒長の測定＞
図２（ａ−１）（ａ−２）は製作方法１による供試材Ｗに対する試験片Ｓ１の位置関係を説明するための図、図２（ｂ−１）（ｂ−２）は製作方法２〜４による供試材Ｗに対する試験片Ｓ１の位置関係を説明するための図である。これらの図に示すように実施例１〜４および比較例１〜４の各供試材Ｗの軸方向Ｌおよび径方向（軸方向Ｌに対し直交するＬＴ方向）の中心部から１５ｍｍ角に削り出して実施例１〜４および比較例１〜４のサイコロ状（立方形状）の各試験片Ｓ１を得た。さらにこれらの各試験片Ｓ１を研磨および電解エッチングした後、軸方向Ｌに垂直な面を観察面として、倍率２５倍の偏光顕微鏡により試料表面の顕微鏡像を取得した。
図２（ａ−１）（ａ−２）は製作方法１による供試材Ｗに対する試験片Ｓ１の位置関係を説明するための図、図２（ｂ−１）（ｂ−２）は製作方法２〜４による供試材Ｗに対する試験片Ｓ１の位置関係を説明するための図である。これらの図に示すように実施例１〜４および比較例１〜４の各供試材Ｗの軸方向Ｌおよび径方向（軸方向Ｌに対し直交するＬＴ方向）の中心部から１５ｍｍ角に削り出して実施例１〜４および比較例１〜４のサイコロ状（立方形状）の各試験片Ｓ１を得た。さらにこれらの各試験片Ｓ１を研磨および電解エッチングした後、軸方向Ｌに垂直な面を観察面として、倍率２５倍の偏光顕微鏡により試料表面の顕微鏡像を取得した。
こうして取得した実施例１〜４および比較例１〜４の各試験片Ｓ１の顕微鏡像に対し画像解析を行い、ＪＩＳＧ０５５１に規定された切断法に準じて各試験片Ｓ１の金属組織を構成する結晶粒の平均粒長を求めた。その結晶粒長は軸方向Ｘに対し垂直とする。
＜室温引張強度の測定＞
図３（ａ−１）（ａ−２）は製作方法１による供試材Ｗに対するＪＩＳ４号試験片Ｓ２の位置関係を説明するための図、図３（ｂ−１）（ｂ−２）は製作方法２〜４による供試材Ｗに対するＪＩＳ４号試験片Ｓ２の位置関係を説明するための図である。これらの図に示すように供試材Ｗの軸方向の中心部から、径方向に沿って延びるＪＩＳ４号試験片Ｓ２をそれぞれ切り出し、各ＪＩＳ４号試験片Ｓ３に対し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して室温で引張試験を行い、引張強度を測定した。
図３（ａ−１）（ａ−２）は製作方法１による供試材Ｗに対するＪＩＳ４号試験片Ｓ２の位置関係を説明するための図、図３（ｂ−１）（ｂ−２）は製作方法２〜４による供試材Ｗに対するＪＩＳ４号試験片Ｓ２の位置関係を説明するための図である。これらの図に示すように供試材Ｗの軸方向の中心部から、径方向に沿って延びるＪＩＳ４号試験片Ｓ２をそれぞれ切り出し、各ＪＩＳ４号試験片Ｓ３に対し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して室温で引張試験を行い、引張強度を測定した。
＜１５０℃引張強度の測定＞
上記室温引張強度の測定と同様に供試材Ｗから切り出したＪＩＳ４号試験片Ｓ２（図３参照）に対し、１５０℃×１００ｈｒ保持した後、同温度においてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
上記室温引張強度の測定と同様に供試材Ｗから切り出したＪＩＳ４号試験片Ｓ２（図３参照）に対し、１５０℃×１００ｈｒ保持した後、同温度においてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
＜１７０℃引張強度の測定）
上記室温引張強度の測定と同様に供試材Ｗから切り出したＪＩＳ４号試験片Ｓ３（図３参照）に対し、１７０℃×１００ｈｒ保持した後、同温度においてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
上記室温引張強度の測定と同様に供試材Ｗから切り出したＪＩＳ４号試験片Ｓ３（図３参照）に対し、１７０℃×１００ｈｒ保持した後、同温度においてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
＜評価＞
表２から明らかなように、比較例１〜４の試験片は、結晶粒長が全て２５０μｍ未満であり、本件発明の規定範囲を逸脱するものであった。そのため比較例１〜４のものは、クリープ変形によって高温使用に耐えられず、高温強度が低下するおそれがあると思われる。
表２から明らかなように、比較例１〜４の試験片は、結晶粒長が全て２５０μｍ未満であり、本件発明の規定範囲を逸脱するものであった。そのため比較例１〜４のものは、クリープ変形によって高温使用に耐えられず、高温強度が低下するおそれがあると思われる。
これに対し実施例１〜４の試験片は、結晶粒長が全て２５０μｍ以上であり、本件発明の要旨に含まれるものである。従ってクリープ変形を抑制できるため、高温使用に耐えることができ、十分な高温高強を確保できると判断できる。よって本件発明に関連した実施例のアルミニウム合金材は、特に常温強度および高温強度に優れているため、コンプレッサーインペラー用の材料として好適である。
また既述した通り、加工率が９０％の実施例５および比較例５は、素形材の歩留まりが悪くなるため、実用には不向きであると思われる。
この発明の製造方法は、コンプレッサーインペラー用の材料として用いられる耐熱性アルミニウム合金材を製造する際に好適に用いることができる。
Ｌ：軸方向
Claims (7)
- Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、ソーキングを行った後、塑性加工を行うことによって、交線法によるアルミニウム結晶粒長が９４０μｍ〜２０００μｍに調整された耐熱性アルミニウム合金材を得るものとし、
前記塑性加工における軸方向の加工率が５０％〜８０％であることを特徴とする耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。 - 前記塑性加工により得られた塑性加工材に対し切削加工を行って耐熱性アルミニウム合金材を得るようにした請求項１に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
- 前記塑性加工材に対し切削加工を施す前に熱処理を施すようにした請求項２に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
- 前記熱処理として、溶体化処理、焼き入れ処理および時効処理を順次行う一方、
溶体化処理において４８５℃〜５３０℃の温度で０．５時間〜６時間加熱し、焼き入れ処理において１０℃〜９０℃の水で冷却し、時効処理において１７０℃〜２３０℃で１時間〜２０時間加熱するようにした請求項３に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。 - 前記塑性加工は軸方向に圧縮する据込加工である請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
- 前記塑性加工は型鍛造である請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法。
- Ｃｕ：３．０質量％〜５．５％質量％、Ｍｇ：１．１質量％〜２．５質量％、Ｎｉ：０．６質量％〜２．６質量％、Ｆｅ：０．５質量％〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１質量％〜０．４質量％、Ｚｒ：０．０１質量％〜０．３質量％、Ｓｉ：０．３質量％未満、Ｔｉ：０．０６質量％未満、残部：Ａｌおよび不可避不純物の合金組成を備えた連続鋳造材に対し、ソーキングを行った後、塑性加工を行って塑性加工材を得るとともに、
その塑性加工材に対し切削加工を行うことによって、交線法によるアルミニウム結晶粒長が９４０μｍ〜２０００μｍに調整されたコンプレッサーインペラーを得るものとし、
前記塑性加工における軸方向の加工率が５０％〜８０％であることを特徴とするコンプレッサーインペラーの製造方法。
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