JPWO2002077308A1 - 耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなり、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である。これにより、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金が得られる。
Description
技術分野
本発明は、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法に関し、特に、３００℃以上で使用でき、しかも耐クリープ性を要求される部品に好適な耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法に関するものである。
背景技術
アルミニウム（Ａｌ）粉末合金として、耐熱および耐摩耗性を有するものが、特開平１１−２９３３７４号公報に開示されている。この公報には、シリコン（Ｓｉ）、チタン（Ｔｉ）、鉄（Ｆｅ）とニッケル（Ｎｉ）の少なくともいずれか、およびマグネシウム（Ｍｇ）を必須の添加元素として含有し、かつシリコンの平均結晶粒径とそれ以外の金属間化合物相との平均粒径が所定値以下であるアルミニウム合金が示されている。
また耐熱および耐摩耗性を有し、かつ高温での変形性能に優れたアルミニウム粉末合金を示すものには、特開平８−２３２０３４号公報がある。この公報には、シリコン、マンガン（Ｍｎ）、鉄、銅（Ｃｕ）およびマグネシウムを含有したアルミニウム合金が主に示されている。また、エアーアトマイズ法で得られた急冷凝固粉末を圧粉成形によってプリフォームした後に押出を行ない、さらに熱間スエージ加工を行なうことでアルミニウム合金を製造することが示されている。
しかしながら、上記２つの公報に示されたアルミニウム合金は、耐熱および耐摩耗性には優れるものの、耐クリープ性が要求される部材としての性能を十分に満足しないことが判明した。
発明の開示
本発明の目的は、耐熱性に優れるとともに耐クリープ性にも優れる耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法を提供することである。
本発明者らは、上記目的のもと鋭意検討した結果、耐熱性および耐クリープ性の双方が十分な特性を有するアルミニウム合金の組成および組織を見出した。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウム（Ｚｒ）を１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなり、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコン、鉄、ニッケル、希土類元素およびジルコニウムが添加されたアルミニウム合金よりなっており、従来のアルミニウム合金のようにチタンやマグネシウムや銅を含んではいない。マグネシウムや銅を含んでいないため、耐クリープ性を十分に高くすることができる。またチタンは、ジルコニウムと同時に添加すると結晶粒の微細化を妨げるが、本発明ではこのチタンも含んでいないため、結晶粒の微細化が妨げられることもない。
これにより、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
シリコンを１０質量％以上３０質量％以下としたのは、シリコンは合金中にシリコン結晶として晶出し、耐摩耗性の向上に役立つものであり、１０質量％未満だと耐摩耗性の向上は少なく、３０質量％を超えると材料が脆性になるからである。
鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下としたのは次の理由に基づく。鉄はアルミニウム−鉄系の微細金属間化合物をアルミニウムマトリクスに晶出してマトリクスの耐熱性を高める働きをするものである。ニッケルを含有せず鉄を単独で含有する場合、鉄の含有量が３質量％未満だと耐熱性の効果がなく、１０質量％を超えると大きな針状の金属間化合物が晶出するようになって材料が脆性になる。
また鉄を単独で添加してもよいが、ニッケルとの複合添加をするとアルミニウム−鉄系金属間化合物がアルミニウム−鉄−ニッケルの３元系金属間化合物になることによってより細かくなる。合計で３質量％未満だと耐熱性向上の効果が少なくなり、１０質量％を超えるとアルミニウム合金が脆性になる。
少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下としたのは、希土類元素はアルミニウム−遷移金属系金属間化合物を小さくしたり、シリコン結晶を微細にして室温から高温までの引張強さを向上する働きを有する。この希土類元素の含有量が１質量％未満では上記効果が小さく、６質量％を超えると上記効果が飽和してしまう。
ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下としたのは、ジルコニウムが耐熱性を向上させるために上記希土類元素との同時添加が有効であり、ジルコニウムの含有量が１質量％未満だと上記効果が小さく、３質量％を超えると上記効果が飽和してしまうからである。
シリコンの平均結晶粒径を２μｍ以下としたのは、２μｍを超えると高速超塑性変形の際にボイドが発生してしまうからである。
シリコン以外の化合物の平均粒径を１μｍ以下としたのは、１μｍを超えると高速超塑性変形が発生しづらくなるからである。
またアルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径を０．２μｍ以上２μｍ以下としたのは、この粒径範囲内とすることにより４５０℃以上の温度で応力を加えると結晶粒同士の粒界滑りが生じて超塑性が発現するからである。なお、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ未満の場合には、超塑性の発現する歪速度が１０２／秒より高くなり、爆発成形などの極めて経済性に劣る加工法が必要となる。また、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が２μｍを超えると、超塑性を発現しないか、または発現したとしても歪速度が１０−２／秒より低くなり、熱間加工に長い時間を要する。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金において好ましくは、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）およびバナジウム（Ｖ）よりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有される。
これらの元素は本発明のアルミニウム合金の耐熱性および耐クリープ性を損なうものではないため、必要に応じて添加され得る。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットは、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含み、略円柱状を有する。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットによれば、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットにおいて好ましくは、３００℃での伸びが１％以上７％以下である。
このような比較的伸びの小さいビレットを粉末鍛造により得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットにおいて好ましくは、３００℃での伸びが７％以上１５％以下である。
このような比較的伸びの大きいビレットを押出加工により得ることができる。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなる耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法であって、アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体とした後に圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程を備え、製品形状とするまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に晒される時間が１５秒以上３０分以内である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法によれば、組成をシリコン、鉄、ニッケル、希土類元素およびジルコニウムが添加されたアルミニウム合金に特定することによって、極端に速い昇温速度でなくても微細組織を維持して固化することができる。これにより、製品形状とするまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に１５秒以上３０分以下晒されても高い耐熱性および耐クリープ性を実現することが可能となる。
なお、４５０℃以上の温度に晒される時間が１５秒未満でも、高い耐熱性および耐クリープ性を実現することはできるが、設備費が高くなる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体から製品形状に至る間の加圧軸に垂直な断面の平均面積の変化率（加工度）が６０％以上の熱間塑性加工で圧粉成形体が固化される。
これにより、複雑な形状の最終製品を容易に製造することができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、熱間塑性加工は熱間鍛造で固化する工程を含む。
これにより、高い鍛造性をもって最終製品を製造することができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、第１の加熱処理を施された圧粉成形体に粉末鍛造を施して粉末鍛造体を得る工程と、粉末鍛造体に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、第２の加熱処理を施された粉末鍛造体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、２回の加熱と２回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、加熱処理を施された圧粉成形体に粉末鍛造を施して粉末鍛造体を得る工程と、粉末鍛造体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、１回の加熱と２回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、加熱処理を施された圧粉成形体に粉末形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、１回の加熱と１回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、第１の加熱処理を施された圧粉成形体に押出を施して押出体を得る工程と、押出体を切断する工程と、切断された押出体に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、第２の加熱処理を施された押出体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、加熱と押出加工により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含む耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法であって、アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体とした後に、圧粉成形体を熱間塑性加工することによってビレットを形成する工程を備え、ビレットを形成するまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に晒される時間が１０秒以上２０分以内である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法によれば、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明の実施の形態について図に基づいて説明する。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素（たとえばミッシュメタル（ＭＭ））を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、実質的に他の添加元素を含まない。またそのアルミニウム合金において、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である。
また、上記のアルミニウム合金は、上述した添加元素以外の元素を実質的に含有しないが、耐熱性および耐クリープ性を損なわない範囲で他の元素を含有してもよい。たとえば、他の元素としてコバルト、クロム、マンガン、モリブデン、タングステンおよびバナジウムよりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有されていてもよい。なお、本実施の形態のアルミニウム合金は、耐クリープ特性や結晶粒微細化に悪影響を与えるチタン、マグネシウムおよび銅を含んでいない。
次に本実施の形態の製造方法について説明する。
本実施の形態の製造方法は、上記の組成を有する耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法である。
このような組成の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において、まずアルミニウム合金よりなる急冷合金粉末が、たとえばアトマイズ法などにより形成される。この急冷合金粉末が成形されて圧粉成形体とされた後に、この圧粉成形体が熱間塑性加工によって製品形状とされる。
その熱間塑性加工の工程を図１〜図３を用いて説明する。
図１を参照して、急冷合金粉末が成形されることにより、たとえば円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度はたとえば８０％程度である。
図２を参照して、この圧粉成形体１ａが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（粉末鍛造）により加圧されることによって、緻密鍛造体（ビレット）１ｂが形成される。この緻密鍛造体１ｂの相対密度は１００％である。
図３を参照して、この緻密鍛造体１ｂが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（形状鍛造）により加圧されることによって、最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
なお、上記において粉末鍛造とは、圧粉成形体１ａに吸着した水分を除去し、かつ相対密度を１００％にする工程であり、これによりビレットが得られる。また、上記において形状鍛造とは、ビレットを最終製品形状とするための工程である。
このように最終製品形状とするまでのプロセスにおいて、４５０℃以上の温度に晒される時間は１５秒以上３０分以内である。
また、圧粉成形体１ａから最終製品形状の鍛造体１ｃに至る間の加工度（加圧軸に垂直な断面の平均面積の変化率）が６０％以上の熱間塑性加工（たとえば熱間鍛造）により固化されることが好ましい。
また、熱間塑性加工は、上述したように１回もしくは２回以上の熱間鍛造で固化する工程を含むことが好ましい。
また、熱間塑性加工の他の例として押出加工を含む例を図４Ａ、図４Ｂおよび図５を用いて説明する。
本方法においては、まず図１に示すように、急冷合金粉末が成形されることにより、たとえば円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度はたとえば８０％程度である。
図４Ａおよび図４Ｂを参照して、この圧粉成形体１ａが、加熱された後、たとえば粉末押出により加工されることによって、押出体１ｂが形成される。この押出体１ｂの相対密度は１００％である。この押出体１ｂが切断される。
図５を参照して、押出体１ｂを切断することによって、ビレット１ｂが形成される。このビレット１ｂが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（形状鍛造）により加圧されることによって、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
このように粉末鍛造ではなく粉末押出によりビレットを形成した後に、形状鍛造により最終製品形状に加工されてもよい。
次に、これらの製造方法をさらに４つのパターンについて詳細に説明する。
図６を参照して、第１の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４２０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末鍛造）が施される（ステップＳ３）。この粉末鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が変化しないように加工が施される。それにより、図２に示すような緻密鍛造体（ビレット）１ｂが得られる。このビレット１ｂが４００℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４００℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ４）。この加熱されたビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図７を参照して、第２の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５２０℃以下の温度で１５秒以上３０分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末鍛造）が施される（ステップＳ３）。この粉末鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が変化しないように加工が施される。それにより、図２に示すような緻密鍛造体（ビレット）１ｂが得られる。このビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図８を参照して、第３の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５２０℃以下の温度で１５秒以上３０分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末形状鍛造）が施される（ステップＳ３ａ）。この粉末形状鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図９を参照して、第４の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４２０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４５０℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに図４Ａ、図４Ｂに示すように押出加工が施される（ステップＳ１１）。この押出加工においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が７５％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。この後、押出体１ｂが切断されて（ステップＳ１２）、図５に示すようなビレット１ｂが得られる。このビレット１ｂが４００℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４００℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ４）。この加熱されたビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
次に、本実施の形態で得られるビレットについて説明する。
上記の第１〜第４の製造方法のいずれの方法においても、図２または図５に示すような円柱形状のビレット１ｂが得られる。ここで、円柱形状とは、図１０に示すような直径Ｄに対して厚み（長さ）Ｔが小さい円盤形状だけでなく、図１１に示すような直径Ｄに対して厚み（長さ）Ｔが大きい円柱状のものも含まれる。また、完全に円柱形状になっていなくとも、たとえば図１２Ａ、１２Ｂに示すように表面および裏面に小さな窪みがあるものや、図１３Ａ、１３Ｂに示すように表面および裏面に小さな突起があるものも本願の円柱形状に含まれるものとする。
また、本実施の形態の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットは、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素（たとえばミッシュメタル（ＭＭ））を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、チタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなる組成を有している。
またそのビレット１ｂは、耐熱性および耐クリープ性を損なわない範囲で他の元素を含有してもよい。たとえば、他の元素としてコバルト、クロム、マンガン、モリブデン、タングステンおよびバナジウムよりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有されていてもよい。
また、第１および第２の製造方法で製造された粉末鍛造のビレット１ｂは、３００℃での引張り強さが２３０ＭＰａ以上２６０ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが１％以上７％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ（ロックウェル硬度のＢスケール）で７７以上９２以下である。また、この粉末鍛造のビレット１ｂの組織におけるＳｉの粒径は１．０μｍ以上１．６μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．５μｍ以上０．７μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．３μｍ以上０．５μｍ以下である。
また、第４の製造方法で製造された押出切断のビレット１ｂは、３００℃での引張り強さが２２０ＭＰａ以上２５０ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが７％以上１５％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ７４以上８８以下である。また、この押出切断のビレット１ｂの組織におけるＳｉの粒径は１．１μｍ以上１．７μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．６μｍ以上０．８μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．４μｍ以上０．６μｍ以下である。
なお、図３に示すような最終形状の製品１ｃは、３００℃での引張り強さが２１５ＭＰａ以上２４７ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが９％以上１４％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ７２以上８８以下である。また、この最終形状の製品１ｃの組織におけるＳｉの粒径は１．１μｍ以上１．７μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．６μｍ以上０．８μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．４μｍ以上０．６μｍ以下である。
以下、本発明の実験例について説明する。
表１に示す試料１〜４４の組成の急冷合金粉末をエアーアトマイズ法で作製し、その急冷合金粉末を成形してφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体を作製した。この圧粉成形体を、以下の加熱パターンＡ〜Ｅと熱間塑性加工ａ〜ｅとの各組合せにより最終形状であるピストン形状の鍛造体を作製した。
なお、表１におけるミッシュメタル（ＭＭ）としては、ランタン（Ｌａ）２５質量％、セリウム（Ｃｅ）５０質量％、プラセオジウム（Ｐｒ）５質量％、ネオジム（Ｎｄ）２０質量％の組成のものを用いた。
上記の加熱パターンＡ〜Ｅは以下のとおりとした。
４５０℃から５００℃までの加熱時間を、加熱パターンＡでは図１４に示すように６００秒とし、加熱パターンＢでは図１５に示すように１５００秒とし、加熱パターンＣでは図１６に示すように２５秒とし、加熱パターンＤでは図１７に示すように５秒とし、加熱パターンＥでは図１８に示すように２０００秒とした。
また、各加熱パターンＡ〜Ｅにおける２０℃から４５０℃までの加熱速度は、各加熱パターンの４５０℃から５００℃までの加熱速度と同じとした。
熱間塑性加工ａでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにこの緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を６７％とした。
熱間塑性加工ｂでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を６７％とした。
熱間塑性加工ｃでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにその緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を７５％とした。
熱間塑性加工ｄでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにこの緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を５０％とした。
熱間塑性加工ｅでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を５０％とした。
このようにして得られた最終形状の鍛造体について３００℃での引張強さと、３００℃での伸びと、３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度とを測定した。また、このようにして得られた最終形状の鍛造体について、シリコンの平均結晶粒径と、シリコン以外の化合物の平均粒径と、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径とを測定した。これらの結果を表２および表３に合わせて示す。
なお、表２および表３における最小クリープ速度とは、図９に示すように一定温度で一定荷重のもと、時間の経過に伴って変化する歪を測定したときのクリープ変形特性曲線における最小傾きのことである。
表２および表３の結果より、本発明例の試料１〜２９はいずれも３００℃での引張強さが２１５ＭＰａ以上と高く、かつ３００℃での伸びが９．６％以上と大きく、かつ３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度が８．５０×１０−９以下と低いことが判明した。また本発明例１〜２９はいずれも、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下であることも判明した。
一方、比較例３０〜４４はいずれも３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度が８．５０×１０−９よりも大きくなっていた。また比較例３０、３３、３５、４０、４３および４４については３００℃での引張強さが２１５ＭＰａよりも低くなっており、比較例３６〜３９および４４では３００℃での伸びが９．６％よりも小さくなっていた。
以上より、本発明範囲の組成を有するアルミニウム合金においては、３００℃での引張強さ、３００℃での伸びおよび３００℃での８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度のすべてにおいて良好な特性が得られることが判明した。
以上説明したように本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびその製造方法によれば、組成および組織を所定のものとしたことにより、良好な耐熱性および耐クリープ性が得られ、それゆえ、高温（特に３００℃以上）で使用でき、しかも耐クリープ性を要求されるピストンやエンジン部品として好適なアルミニウム合金およびその製造方法を得ることができる。
今回開示された実施の形態および実験例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
産業上の利用可能性
以上のように本発明は、たとえばピストンのような耐熱耐クリープ性を要求される部材に用いるのに適している。
【図面の簡単な説明】
図１〜図３は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の１の熱間塑性加工を工程順に示す概略斜視図である。
図４Ａ、図４Ｂおよび図５は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の他の熱間塑性加工を工程順に示す概略斜視図である。
図６は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第１の製造方法を示す図である。
図７は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第２の製造方法を示す図である。
図８は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第３の製造方法を示す図である。
図９は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第４の製造方法を示す図である。
図１０、図１１、図１２Ａ、図１２Ｂ、図１３Ａおよび図１３Ｂは、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金を製造するためのビレットの形状を説明するための斜視図である。図１２Ｂは図１２ＡのＸＩＩ−ＸＩＩ線に沿う概略断面図であり、図１３Ｂは図１３ＡのＸＩＩＩ−ＸＩＩＩ線に沿う概略断面図である。
図１４〜図１８の各々は、加熱パターンＡ〜Ｅの各々を示す図である。
図１９は、クリープ変形特性を示す図である。
本発明は、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法に関し、特に、３００℃以上で使用でき、しかも耐クリープ性を要求される部品に好適な耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法に関するものである。
背景技術
アルミニウム（Ａｌ）粉末合金として、耐熱および耐摩耗性を有するものが、特開平１１−２９３３７４号公報に開示されている。この公報には、シリコン（Ｓｉ）、チタン（Ｔｉ）、鉄（Ｆｅ）とニッケル（Ｎｉ）の少なくともいずれか、およびマグネシウム（Ｍｇ）を必須の添加元素として含有し、かつシリコンの平均結晶粒径とそれ以外の金属間化合物相との平均粒径が所定値以下であるアルミニウム合金が示されている。
また耐熱および耐摩耗性を有し、かつ高温での変形性能に優れたアルミニウム粉末合金を示すものには、特開平８−２３２０３４号公報がある。この公報には、シリコン、マンガン（Ｍｎ）、鉄、銅（Ｃｕ）およびマグネシウムを含有したアルミニウム合金が主に示されている。また、エアーアトマイズ法で得られた急冷凝固粉末を圧粉成形によってプリフォームした後に押出を行ない、さらに熱間スエージ加工を行なうことでアルミニウム合金を製造することが示されている。
しかしながら、上記２つの公報に示されたアルミニウム合金は、耐熱および耐摩耗性には優れるものの、耐クリープ性が要求される部材としての性能を十分に満足しないことが判明した。
発明の開示
本発明の目的は、耐熱性に優れるとともに耐クリープ性にも優れる耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびそのビレットならびにそれらの製造方法を提供することである。
本発明者らは、上記目的のもと鋭意検討した結果、耐熱性および耐クリープ性の双方が十分な特性を有するアルミニウム合金の組成および組織を見出した。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウム（Ｚｒ）を１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなり、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコン、鉄、ニッケル、希土類元素およびジルコニウムが添加されたアルミニウム合金よりなっており、従来のアルミニウム合金のようにチタンやマグネシウムや銅を含んではいない。マグネシウムや銅を含んでいないため、耐クリープ性を十分に高くすることができる。またチタンは、ジルコニウムと同時に添加すると結晶粒の微細化を妨げるが、本発明ではこのチタンも含んでいないため、結晶粒の微細化が妨げられることもない。
これにより、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
シリコンを１０質量％以上３０質量％以下としたのは、シリコンは合金中にシリコン結晶として晶出し、耐摩耗性の向上に役立つものであり、１０質量％未満だと耐摩耗性の向上は少なく、３０質量％を超えると材料が脆性になるからである。
鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下としたのは次の理由に基づく。鉄はアルミニウム−鉄系の微細金属間化合物をアルミニウムマトリクスに晶出してマトリクスの耐熱性を高める働きをするものである。ニッケルを含有せず鉄を単独で含有する場合、鉄の含有量が３質量％未満だと耐熱性の効果がなく、１０質量％を超えると大きな針状の金属間化合物が晶出するようになって材料が脆性になる。
また鉄を単独で添加してもよいが、ニッケルとの複合添加をするとアルミニウム−鉄系金属間化合物がアルミニウム−鉄−ニッケルの３元系金属間化合物になることによってより細かくなる。合計で３質量％未満だと耐熱性向上の効果が少なくなり、１０質量％を超えるとアルミニウム合金が脆性になる。
少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下としたのは、希土類元素はアルミニウム−遷移金属系金属間化合物を小さくしたり、シリコン結晶を微細にして室温から高温までの引張強さを向上する働きを有する。この希土類元素の含有量が１質量％未満では上記効果が小さく、６質量％を超えると上記効果が飽和してしまう。
ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下としたのは、ジルコニウムが耐熱性を向上させるために上記希土類元素との同時添加が有効であり、ジルコニウムの含有量が１質量％未満だと上記効果が小さく、３質量％を超えると上記効果が飽和してしまうからである。
シリコンの平均結晶粒径を２μｍ以下としたのは、２μｍを超えると高速超塑性変形の際にボイドが発生してしまうからである。
シリコン以外の化合物の平均粒径を１μｍ以下としたのは、１μｍを超えると高速超塑性変形が発生しづらくなるからである。
またアルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径を０．２μｍ以上２μｍ以下としたのは、この粒径範囲内とすることにより４５０℃以上の温度で応力を加えると結晶粒同士の粒界滑りが生じて超塑性が発現するからである。なお、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ未満の場合には、超塑性の発現する歪速度が１０２／秒より高くなり、爆発成形などの極めて経済性に劣る加工法が必要となる。また、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が２μｍを超えると、超塑性を発現しないか、または発現したとしても歪速度が１０−２／秒より低くなり、熱間加工に長い時間を要する。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金において好ましくは、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）およびバナジウム（Ｖ）よりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有される。
これらの元素は本発明のアルミニウム合金の耐熱性および耐クリープ性を損なうものではないため、必要に応じて添加され得る。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットは、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含み、略円柱状を有する。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットによれば、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットにおいて好ましくは、３００℃での伸びが１％以上７％以下である。
このような比較的伸びの小さいビレットを粉末鍛造により得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットにおいて好ましくは、３００℃での伸びが７％以上１５％以下である。
このような比較的伸びの大きいビレットを押出加工により得ることができる。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなる耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法であって、アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体とした後に圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程を備え、製品形状とするまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に晒される時間が１５秒以上３０分以内である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法によれば、組成をシリコン、鉄、ニッケル、希土類元素およびジルコニウムが添加されたアルミニウム合金に特定することによって、極端に速い昇温速度でなくても微細組織を維持して固化することができる。これにより、製品形状とするまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に１５秒以上３０分以下晒されても高い耐熱性および耐クリープ性を実現することが可能となる。
なお、４５０℃以上の温度に晒される時間が１５秒未満でも、高い耐熱性および耐クリープ性を実現することはできるが、設備費が高くなる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体から製品形状に至る間の加圧軸に垂直な断面の平均面積の変化率（加工度）が６０％以上の熱間塑性加工で圧粉成形体が固化される。
これにより、複雑な形状の最終製品を容易に製造することができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、熱間塑性加工は熱間鍛造で固化する工程を含む。
これにより、高い鍛造性をもって最終製品を製造することができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、第１の加熱処理を施された圧粉成形体に粉末鍛造を施して粉末鍛造体を得る工程と、粉末鍛造体に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、第２の加熱処理を施された粉末鍛造体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、２回の加熱と２回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、加熱処理を施された圧粉成形体に粉末鍛造を施して粉末鍛造体を得る工程と、粉末鍛造体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、１回の加熱と２回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、加熱処理を施された圧粉成形体に粉末形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、１回の加熱と１回の鍛造により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
上記の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において好ましくは、圧粉成形体を熱間塑性加工することによって製品形状とする工程は、圧粉成形体に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、第１の加熱処理を施された圧粉成形体に押出を施して押出体を得る工程と、押出体を切断する工程と、切断された押出体に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、第２の加熱処理を施された押出体に形状鍛造を施して製品形状とする工程とをさらに備えている。
これにより、加熱と押出加工により、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含む耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法であって、アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体とした後に、圧粉成形体を熱間塑性加工することによってビレットを形成する工程を備え、ビレットを形成するまでに圧粉成形体が４５０℃以上の温度に晒される時間が１０秒以上２０分以内である。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法によれば、微細結晶粒を有し、耐熱性および耐クリープ性に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
発明を実施するための最良の形態
以下、本発明の実施の形態について図に基づいて説明する。
本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金は、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素（たとえばミッシュメタル（ＭＭ））を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなり、実質的に他の添加元素を含まない。またそのアルミニウム合金において、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である。
また、上記のアルミニウム合金は、上述した添加元素以外の元素を実質的に含有しないが、耐熱性および耐クリープ性を損なわない範囲で他の元素を含有してもよい。たとえば、他の元素としてコバルト、クロム、マンガン、モリブデン、タングステンおよびバナジウムよりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有されていてもよい。なお、本実施の形態のアルミニウム合金は、耐クリープ特性や結晶粒微細化に悪影響を与えるチタン、マグネシウムおよび銅を含んでいない。
次に本実施の形態の製造方法について説明する。
本実施の形態の製造方法は、上記の組成を有する耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法である。
このような組成の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法において、まずアルミニウム合金よりなる急冷合金粉末が、たとえばアトマイズ法などにより形成される。この急冷合金粉末が成形されて圧粉成形体とされた後に、この圧粉成形体が熱間塑性加工によって製品形状とされる。
その熱間塑性加工の工程を図１〜図３を用いて説明する。
図１を参照して、急冷合金粉末が成形されることにより、たとえば円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度はたとえば８０％程度である。
図２を参照して、この圧粉成形体１ａが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（粉末鍛造）により加圧されることによって、緻密鍛造体（ビレット）１ｂが形成される。この緻密鍛造体１ｂの相対密度は１００％である。
図３を参照して、この緻密鍛造体１ｂが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（形状鍛造）により加圧されることによって、最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
なお、上記において粉末鍛造とは、圧粉成形体１ａに吸着した水分を除去し、かつ相対密度を１００％にする工程であり、これによりビレットが得られる。また、上記において形状鍛造とは、ビレットを最終製品形状とするための工程である。
このように最終製品形状とするまでのプロセスにおいて、４５０℃以上の温度に晒される時間は１５秒以上３０分以内である。
また、圧粉成形体１ａから最終製品形状の鍛造体１ｃに至る間の加工度（加圧軸に垂直な断面の平均面積の変化率）が６０％以上の熱間塑性加工（たとえば熱間鍛造）により固化されることが好ましい。
また、熱間塑性加工は、上述したように１回もしくは２回以上の熱間鍛造で固化する工程を含むことが好ましい。
また、熱間塑性加工の他の例として押出加工を含む例を図４Ａ、図４Ｂおよび図５を用いて説明する。
本方法においては、まず図１に示すように、急冷合金粉末が成形されることにより、たとえば円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度はたとえば８０％程度である。
図４Ａおよび図４Ｂを参照して、この圧粉成形体１ａが、加熱された後、たとえば粉末押出により加工されることによって、押出体１ｂが形成される。この押出体１ｂの相対密度は１００％である。この押出体１ｂが切断される。
図５を参照して、押出体１ｂを切断することによって、ビレット１ｂが形成される。このビレット１ｂが、加熱された後、たとえば熱間鍛造（形状鍛造）により加圧されることによって、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
このように粉末鍛造ではなく粉末押出によりビレットを形成した後に、形状鍛造により最終製品形状に加工されてもよい。
次に、これらの製造方法をさらに４つのパターンについて詳細に説明する。
図６を参照して、第１の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４２０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末鍛造）が施される（ステップＳ３）。この粉末鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が変化しないように加工が施される。それにより、図２に示すような緻密鍛造体（ビレット）１ｂが得られる。このビレット１ｂが４００℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４００℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ４）。この加熱されたビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図７を参照して、第２の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５２０℃以下の温度で１５秒以上３０分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末鍛造）が施される（ステップＳ３）。この粉末鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が変化しないように加工が施される。それにより、図２に示すような緻密鍛造体（ビレット）１ｂが得られる。このビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図８を参照して、第３の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４６０℃以上５２０℃以下の温度で１５秒以上３０分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに熱間鍛造（粉末形状鍛造）が施される（ステップＳ３ａ）。この粉末形状鍛造においては、相対密度が１００％になるように、かつ最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
図９を参照して、第４の製造方法では、まず所定の組成を有する急冷合金粉末よりなる原料粉末が準備される。この原料粉末が圧粉成形され（ステップＳ１）、それにより図１に示すような円柱形状の圧粉成形体１ａが形成される。この圧粉成形体１ａの相対密度は８０％とされる。この圧粉成形体１ａが４２０℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４５０℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ２）。この加熱された圧粉成形体１ａに図４Ａ、図４Ｂに示すように押出加工が施される（ステップＳ１１）。この押出加工においては、相対密度が１００％になるように、かつ圧粉成形体１ａの圧縮軸に垂直な断面の面積が７５％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。この後、押出体１ｂが切断されて（ステップＳ１２）、図５に示すようなビレット１ｂが得られる。このビレット１ｂが４００℃以上５５０℃以下の温度で加熱される。その際さらに好ましい条件としては４００℃以上５００℃以下の温度で１５秒以上１５分以内の間、加熱される（ステップＳ４）。この加熱されたビレット１ｂに熱間鍛造（形状鍛造）が施される（ステップＳ５）。この形状鍛造においては、最終製品形状となるように、かつビレット１ｂの圧縮軸に垂直な断面の面積が６０％以上９０％以下の範囲内で変化するように加工が施される。それにより、図３に示すような最終製品形状であるたとえばピストン形状の鍛造体（製品）１ｃが形成される。
次に、本実施の形態で得られるビレットについて説明する。
上記の第１〜第４の製造方法のいずれの方法においても、図２または図５に示すような円柱形状のビレット１ｂが得られる。ここで、円柱形状とは、図１０に示すような直径Ｄに対して厚み（長さ）Ｔが小さい円盤形状だけでなく、図１１に示すような直径Ｄに対して厚み（長さ）Ｔが大きい円柱状のものも含まれる。また、完全に円柱形状になっていなくとも、たとえば図１２Ａ、１２Ｂに示すように表面および裏面に小さな窪みがあるものや、図１３Ａ、１３Ｂに示すように表面および裏面に小さな突起があるものも本願の円柱形状に含まれるものとする。
また、本実施の形態の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットは、シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素（たとえばミッシュメタル（ＭＭ））を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、チタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなる組成を有している。
またそのビレット１ｂは、耐熱性および耐クリープ性を損なわない範囲で他の元素を含有してもよい。たとえば、他の元素としてコバルト、クロム、マンガン、モリブデン、タングステンおよびバナジウムよりなる群から選ばれる１種以上が総量で０．５質量％以上５質量％以下含有されていてもよい。
また、第１および第２の製造方法で製造された粉末鍛造のビレット１ｂは、３００℃での引張り強さが２３０ＭＰａ以上２６０ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが１％以上７％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ（ロックウェル硬度のＢスケール）で７７以上９２以下である。また、この粉末鍛造のビレット１ｂの組織におけるＳｉの粒径は１．０μｍ以上１．６μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．５μｍ以上０．７μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．３μｍ以上０．５μｍ以下である。
また、第４の製造方法で製造された押出切断のビレット１ｂは、３００℃での引張り強さが２２０ＭＰａ以上２５０ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが７％以上１５％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ７４以上８８以下である。また、この押出切断のビレット１ｂの組織におけるＳｉの粒径は１．１μｍ以上１．７μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．６μｍ以上０．８μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．４μｍ以上０．６μｍ以下である。
なお、図３に示すような最終形状の製品１ｃは、３００℃での引張り強さが２１５ＭＰａ以上２４７ＭＰａ以下であり、３００℃での伸びが９％以上１４％以下であり、室温での硬さがＨＲＢ７２以上８８以下である。また、この最終形状の製品１ｃの組織におけるＳｉの粒径は１．１μｍ以上１．７μｍ以下であり、Ｓｉ以外の化合物の粒径は０．６μｍ以上０．８μｍ以下であり、Ａｌの粒径は０．４μｍ以上０．６μｍ以下である。
以下、本発明の実験例について説明する。
表１に示す試料１〜４４の組成の急冷合金粉末をエアーアトマイズ法で作製し、その急冷合金粉末を成形してφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体を作製した。この圧粉成形体を、以下の加熱パターンＡ〜Ｅと熱間塑性加工ａ〜ｅとの各組合せにより最終形状であるピストン形状の鍛造体を作製した。
なお、表１におけるミッシュメタル（ＭＭ）としては、ランタン（Ｌａ）２５質量％、セリウム（Ｃｅ）５０質量％、プラセオジウム（Ｐｒ）５質量％、ネオジム（Ｎｄ）２０質量％の組成のものを用いた。
４５０℃から５００℃までの加熱時間を、加熱パターンＡでは図１４に示すように６００秒とし、加熱パターンＢでは図１５に示すように１５００秒とし、加熱パターンＣでは図１６に示すように２５秒とし、加熱パターンＤでは図１７に示すように５秒とし、加熱パターンＥでは図１８に示すように２０００秒とした。
また、各加熱パターンＡ〜Ｅにおける２０℃から４５０℃までの加熱速度は、各加熱パターンの４５０℃から５００℃までの加熱速度と同じとした。
熱間塑性加工ａでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにこの緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を６７％とした。
熱間塑性加工ｂでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を６７％とした。
熱間塑性加工ｃでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにその緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を７５％とした。
熱間塑性加工ｄでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図２に示すφ８０×１６ｍｍの緻密鍛造体１ｂとし、さらにこの緻密鍛造体１ｂを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を５０％とした。
熱間塑性加工ｅでは、図１に示すφ８０×２１ｍｍの圧粉成形体１ａを熱間鍛造により図３に示すφ８０ｍｍのピストン形状鍛造体１ｃとした。このピストン形状鍛造体１ｃにおける加工度を５０％とした。
このようにして得られた最終形状の鍛造体について３００℃での引張強さと、３００℃での伸びと、３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度とを測定した。また、このようにして得られた最終形状の鍛造体について、シリコンの平均結晶粒径と、シリコン以外の化合物の平均粒径と、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径とを測定した。これらの結果を表２および表３に合わせて示す。
表２および表３の結果より、本発明例の試料１〜２９はいずれも３００℃での引張強さが２１５ＭＰａ以上と高く、かつ３００℃での伸びが９．６％以上と大きく、かつ３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度が８．５０×１０−９以下と低いことが判明した。また本発明例１〜２９はいずれも、シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下であることも判明した。
一方、比較例３０〜４４はいずれも３００℃で８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度が８．５０×１０−９よりも大きくなっていた。また比較例３０、３３、３５、４０、４３および４４については３００℃での引張強さが２１５ＭＰａよりも低くなっており、比較例３６〜３９および４４では３００℃での伸びが９．６％よりも小さくなっていた。
以上より、本発明範囲の組成を有するアルミニウム合金においては、３００℃での引張強さ、３００℃での伸びおよび３００℃での８０ＭＰａの引張を加えたときの最小クリープ速度のすべてにおいて良好な特性が得られることが判明した。
以上説明したように本発明の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金およびその製造方法によれば、組成および組織を所定のものとしたことにより、良好な耐熱性および耐クリープ性が得られ、それゆえ、高温（特に３００℃以上）で使用でき、しかも耐クリープ性を要求されるピストンやエンジン部品として好適なアルミニウム合金およびその製造方法を得ることができる。
今回開示された実施の形態および実験例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
産業上の利用可能性
以上のように本発明は、たとえばピストンのような耐熱耐クリープ性を要求される部材に用いるのに適している。
【図面の簡単な説明】
図１〜図３は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の１の熱間塑性加工を工程順に示す概略斜視図である。
図４Ａ、図４Ｂおよび図５は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の他の熱間塑性加工を工程順に示す概略斜視図である。
図６は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第１の製造方法を示す図である。
図７は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第２の製造方法を示す図である。
図８は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第３の製造方法を示す図である。
図９は、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の第４の製造方法を示す図である。
図１０、図１１、図１２Ａ、図１２Ｂ、図１３Ａおよび図１３Ｂは、本発明の一実施の形態における耐熱耐クリープ性アルミニウム合金を製造するためのビレットの形状を説明するための斜視図である。図１２Ｂは図１２ＡのＸＩＩ−ＸＩＩ線に沿う概略断面図であり、図１３Ｂは図１３ＡのＸＩＩＩ−ＸＩＩＩ線に沿う概略断面図である。
図１４〜図１８の各々は、加熱パターンＡ〜Ｅの各々を示す図である。
図１９は、クリープ変形特性を示す図である。
Claims (13)
- シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなり、
シリコンの平均結晶粒径が２μｍ以下であり、前記シリコン以外の化合物の平均粒径が１μｍ以下であり、アルミニウムのマトリクスの平均結晶粒径が０．２μｍ以上２μｍ以下である、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金。 - コバルト、クロム、マンガン、モリブデン、タングステンおよびバナジウムよりなる群から選ばれる１種以上を総量で０．５質量％以上５質量％以下含有することを特徴とする、請求の範囲第１項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金。
- シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含み、
略円柱状を有することを特徴とする、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレット。 - ３００℃での伸びが１％以上７％以下であることを特徴とする、請求の範囲第３項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレット。
- ３００℃での伸びが７％以上１５％以下であることを特徴とする、請求の範囲第３項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレット。
- シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、残部が実質的にアルミニウムからなる耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法であって、
アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体（１ａ）とした後に、前記圧粉成形体（１ａ）を熱間塑性加工することによって製品形状（１ｃ）とする工程を備え、
前記製品形状（１ｃ）とするまでに前記圧粉成形体（１ａ）が４５０℃以上の温度に晒される時間が１５秒以上３０分以内である、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。 - 前記圧粉成形体（１ａ）から前記製品形状（１ｃ）に至る間の加圧軸に垂直な断面の平均面積の変化率が６０％以上の熱間塑性加工で固化することを特徴とする、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。
- 前記熱間塑性加工は熱間鍛造で固化する工程を含むことを特徴とする、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。
- 前記圧粉成形体（１ａ）を前記熱間塑性加工することによって前記製品形状（１ｃ）とする前記工程は、
前記圧粉成形体（１ａ）に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、
前記第１の加熱処理を施された前記圧粉成形体（１ａ）に粉末鍛造を施して粉末鍛造体（１ｂ）を得る工程と、
前記粉末鍛造体（１ｂ）に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、
前記第２の加熱処理を施された前記粉末鍛造体（１ｂ）に形状鍛造を施して前記製品形状（１ｃ）とする工程とを備えた、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。 - 前記圧粉成形体（１ａ）を前記熱間塑性加工することによって前記製品形状（１ｃ）とする前記工程は、
前記圧粉成形体（１ａ）に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、
前記加熱処理を施された前記圧粉成形体（１ａ）に粉末鍛造を施して粉末鍛造体（１ｂ）を得る工程と、
前記粉末鍛造体（１ｂ）に形状鍛造を施して前記製品形状（１ｃ）とする工程とを備えた、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。 - 前記圧粉成形体（１ａ）を前記熱間塑性加工することによって前記製品形状（１ｃ）とする前記工程は、
前記圧粉成形体（１ａ）に４５０℃以上５５０℃以下の温度で加熱処理を施す工程と、
前記加熱処理を施された前記圧粉成形体（１ａ）に粉末形状鍛造を施して前記製品形状（１ｃ）とする工程とをさらに備えた、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。 - 前記圧粉成形体（１ａ）を前記熱間塑性加工することによって前記製品形状（１ｃ）とする前記工程は、
前記圧粉成形体（１ａ）に４２０℃以上５５０℃以下の温度で第１の加熱処理を施す工程と、
前記第１の加熱処理を施された前記圧粉成形体（１ａ）に押出を施して押出体（１ｂ）を得る工程と、
前記押出体（１ｂ）を切断する工程と、
切断された前記押出体（１ｂ）に４００℃以上５５０℃以下の温度で第２の加熱処理を施す工程と、
前記第２の加熱処理を施された前記押出体（１ｂ）に形状鍛造を施して前記製品形状（１ａ）とする工程とを備えた、請求の範囲第６項記載の耐熱耐クリープ性アルミニウム合金の製造方法。 - シリコンを１０質量％以上３０質量％以下、鉄およびニッケルの少なくともいずれかを総量で３質量％以上１０質量％以下、少なくとも１種の希土類元素を総量で１質量％以上６質量％以下、ジルコニウムを１質量％以上３質量％以下含有し、かつチタン、マグネシウムおよび銅を含有せず、残部が実質的にアルミニウムを含む耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレット（１ｂ）の製造方法であって、
アルミニウム合金よりなる急冷合金粉末を成形して圧粉成形体（１ａ）とした後に、前記圧粉成形体（１ａ）を熱間塑性加工することによってビレット（１ｂ）を形成する工程を備え、
前記ビレット（１ｂ）を形成するまでに前記圧粉成形体（１ａ）が４５０℃以上の温度に晒される時間が１０秒以上２０分以内である、耐熱耐クリープ性アルミニウム合金のビレットの製造方法。
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