WO2017068865A1 - 耐熱性アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents

耐熱性アルミニウム合金材の製造方法 Download PDF

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崇史 藤井
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昭和電工株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing a heat-resistant aluminum alloy material used for a turbo compressor impeller material of a turbocharger as an internal combustion engine of a transport device in an automobile or the like, and related technology.
  • a compressor impeller such as a compressor wheel in a turbocharger as an internal combustion engine of an automobile is required to have high strength and high rigidity under high temperature because high speed rotation exceeding 10,000 rpm is given under a high temperature condition of about 150 ° C. .
  • the compressor impeller is required to be lightweight in order to reduce energy loss, and also to be strong enough to withstand high-speed rotation.
  • the compressor impeller is made of 2618 alloy (Cu: 1.9 mass% to 2.7 mass%, Mg: 1.3 mass% to 1.8 mass%, Ni: 0.9 mass% to 1.2 mass%).
  • cutting of aluminum alloy extruded materials has been progressing due to the speeding up of the cutting process, and it has become necessary to improve the machinability and the high temperature strength.
  • Patent Document 1 discloses a technique for providing an Al—Cu—Mg-based aluminum alloy extruded material whose strength at 160 ° C., which is a high temperature, is improved more than before.
  • compressor impellers are required to be rotated at a higher speed than ever, and an aluminum alloy material that can withstand further increase in operating temperature is required.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a heat-resistant aluminum alloy material that can sufficiently withstand high-temperature use and is excellent in high-temperature strength and related technology.
  • a heat resistant aluminum alloy material of the invention [1] it is possible to obtain a heat resistant aluminum alloy material that can sufficiently withstand high temperature use, has excellent high temperature strength, and is suitable as a material for a compressor impeller. it can.
  • the aluminum alloy material for compressor impeller of the invention [9] it can sufficiently withstand high temperature use and has excellent high temperature strength.
  • the forged material for compressor impeller of the invention [10] it can sufficiently withstand high temperature use and has excellent high temperature strength.
  • FIG. 1 is a perspective view showing specimens employed in Examples and Comparative Examples, in which FIG. 1 (a) is a perspective view showing specimens obtained by the production method 1, and FIG. 1 (b) is a production method.
  • FIG. 6 is a perspective view showing test materials obtained by 2 to 5.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the positional relationship of the test piece with respect to the test material of the example and the comparative example
  • FIG. (A-2) is a side view for explaining the positional relationship of the test piece with respect to the specimen according to production method 1
  • (b-1) is the specimen according to production methods 2 to 4.
  • FIG. 5B is a side view for explaining the positional relationship of the test piece with respect to the specimens according to the manufacturing methods 2 to 4.
  • FIG. 1 is a perspective view showing specimens employed in Examples and Comparative Examples, in which FIG. 1 (a) is a perspective view showing specimens obtained by the production method 1, and FIG. 1 (b) is a production method.
  • FIG. 6 is a perspective
  • FIG. 3 is a diagram for explaining the positional relationship of the JIS No. 4 test piece with respect to the test material of the example and the comparative example
  • FIG. (A-2) is a plan view for explaining the positional relationship of the JIS No. 4 test piece with respect to the specimen according to the production method 1
  • FIG. 4 is a perspective view for explaining the positional relationship of the JIS No. 4 specimen with respect to the specimens according to 4 to 4
  • FIG. (B-2) is for explaining the positional relation of the JIS No. 4 specimen with respect to the specimens according to the manufacturing methods 2 to 4.
  • the compressor impeller of the present invention is made of a heat-resistant aluminum alloy material made of an Al—Cu—Mg alloy.
  • the heat-resistant aluminum alloy material of the present invention has Cu: 3.0% by mass to 5.5% by mass, Mg: 1.1% by mass to 2.5% by mass, Ni: 0.6% by mass to 2.6% by mass. Mass%, Fe: 0.5 mass% to 1.5 mass%, Mn: 0.1 mass% to 0.4 mass%, Zr: 0.01 mass% to 0.3 mass%, Si: 0.3 It has an alloy composition of less than mass%, Ti: less than 0.06 mass%, balance: Al and inevitable impurities.
  • Cu is an element that needs to be added in order to improve the normal temperature strength and the high temperature strength. If the Cu content is less than 3.0%, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, which is not preferable. If the Cu content exceeds 5.5% by mass, the strength becomes saturated, and addition beyond that is meaningless. Therefore, the Cu content needs to be 3.0% to 5.5% by mass, and preferably 3.2% to 4.7% by mass.
  • Mg is an element that needs to be added to improve normal temperature strength and high temperature strength. If the Mg content is less than 1.1% by mass, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, which is not preferable. On the other hand, if the Mg content exceeds 2.5% by mass, plastic workability such as forge processability and castability deteriorate, which is not preferable. Therefore, the Mg content needs to be 1.1% to 2.5% by mass.
  • Ni is an element added to improve the normal temperature strength and the high temperature strength. If the Ni content is less than 0.6% by mass, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, which is not preferable. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.6% by mass, it is unfavorable because it is combined with Cu in the alloy and becomes a crystallized product, and conversely the strength decreases. Accordingly, the Ni content is set to 0.6 mass% to 2.6 mass%.
  • Fe is an element added to improve the high temperature strength. If the Fe content is less than 0.5% by mass, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, which is not preferable. On the other hand, if the Fe content exceeds 1.5% by mass, a giant crystallized product is generated, and conversely the strength decreases, which is not preferable. Therefore, the Fe content needs to be 0.5 mass% to 1.5 mass%, preferably 0.8 mass% to 1.2 mass%.
  • Mn is an element added to improve high temperature strength. If the Mn content is less than 0.1% by mass, a sufficient strength improvement effect cannot be obtained, which is not preferable. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.4% by mass, a giant crystallized product is generated, and the strength is decreased, which is not preferable. Therefore, the Mn content must be 0.1% to 0.4% by mass, and preferably 0.2% to 0.35% by mass.
  • Zr is an element added to suppress recrystallization of a continuously cast material (continuous cast material) that has been plastically deformed and to improve the strength from room temperature to high temperature. If the Zr content is less than 0.01% by mass, the effect cannot be obtained sufficiently, which is not preferable. On the other hand, if the content of Zr exceeds 0.3% by mass, giant crystals are generated and the strength is lowered, which is not preferable. Therefore, the Zr content must be 0.01% to 0.3% by mass, preferably 0.1% to 0.25% by mass.
  • Si produces Mg and the intermetallic compound Mg 2 Si, and becomes coarser as it continues to be used at high temperatures, which may reduce the strength at high temperatures. Therefore, in the present invention, the content of Si as an additive element or an inevitable impurity is limited to less than 0.3% by mass (including 0% by mass), thereby suppressing the production of Mg 2 Si itself and Mg 2 accompanying high temperature use. Si coarsening can be avoided, and a reduction in high temperature strength and fatigue strength (high temperature instability) can be prevented.
  • the Si content is 0.1% by mass or less.
  • Ti is an element that stabilizes the mechanical properties by refining the crystal grains of the ingot structure, but in the present invention, the grain boundaries during high-temperature deformation are increased by actively coarsening the crystal grains without refining them. Slip is suppressed. Therefore, in the present invention, it is necessary to limit the Ti content to less than 0.06% by mass (including 0% by mass). That is, by limiting the Ti content in this way, generation of Al 3 Ti can be avoided, crystal grain refinement can be prevented, and sufficient high-temperature strength can be reliably obtained. In particular, in the present invention, when the Ti content is limited to less than 0.04 mass%, the crystal grain length can be reliably adjusted within the specified range described later.
  • the Al—Cu—Mg-based aluminum alloy material according to the present invention also contains inevitable impurity elements that are almost the same as those in the JIS 2000-based aluminum alloy, but there is no adverse effect.
  • Cr and Zn are individually less than 0.05 mass%
  • Pb, Bi and Sn are individually less than 0.01 mass%
  • other elements are individually If it is less than 0.05% by mass and the total inevitable impurities excluding Si is less than 0.15% by mass, no particular problem occurs.
  • a continuous cast material (billet) having the above alloy composition is manufactured by melting by a known method, the heat treatment is performed on the continuous cast material, and plastic processing such as forging is performed.
  • a heat-resistant aluminum alloy material for a compressor impeller related to the present invention can be obtained.
  • the heat treatment is a solution treatment, a quenching treatment and an aging treatment, and the continuous cast material is treated in this order.
  • the heating temperature is preferably 485 ° C. to 530 ° C.
  • the treatment time is preferably 0.5 hours (hr) to 6 hours.
  • quenching In the quenching process, quenching with water at 10 ° C to 90 ° C is recommended.
  • the heating time is preferably 170 ° C. to 230 ° C., and the treatment time is preferably 1 hour to 20 hours.
  • plastic working material forged material
  • forging processing such as upsetting and die forging is performed.
  • a forging material obtained by performing die forging on a forging material is configured as a forging material for the compressor impeller of the present invention.
  • the axial working rate (upsetting rate) is preferably set to 20% to 80%.
  • the processing rate is preferably set to 20% to 80%.
  • the aluminum crystal grain length by the crossing method needs to be adjusted to 250 ⁇ m to 2000 ⁇ m. That is, if the crystal grain length is less than 250 ⁇ m, it may not be able to withstand high temperature use due to creep deformation, and sufficient high temperature strength may not be obtained. If the crystal grain length exceeds 2000 ⁇ m, This is not preferable because the formability in plastic working such as hot forging may be reduced.
  • a compressor impeller such as a compressor wheel of a turbocharger is manufactured by cutting the forged material for the compressor impeller described above.
  • the forged material for compressor impellers of the present invention produced as described above is excellent in normal temperature strength, high temperature strength, and rigidity, and particularly in the radial direction (LT direction) perpendicular to the axial direction (L direction). Becomes higher. Therefore, if this impregnated material is used to produce a compressor impeller such as a compressor wheel of a turbocharger, overall room temperature strength (room temperature strength) and high temperature strength are excellent, and at the same time, dynamic balance during high speed rotation is excellent.
  • the compressor impeller has optimum performance according to different required characteristics and desired characteristics for each part, especially the strength and rigidity of the blade part, especially the strength and rigidity of the tip (tip edge part) of the blade part. Obtainable. Specifically, a compressor impeller that can withstand high temperature use at about 170 ° C. accompanying high-speed rotation and has excellent heat resistance can be obtained.
  • the heat-resistant aluminum alloy material and the forged shape material for the compressor impeller having the above-described excellent performance, and the compressor impeller can be produced.
  • a method of obtaining a cut product by cutting a continuous cast bar having the B type alloy composition into a predetermined length is referred to as a manufacturing method 1, and the manufacturing method 1 allows the length in the axial direction L as shown in FIG.
  • a columnar specimen (sample before heat treatment) W of Example 1 having a thickness (thickness) T of 50 mm was manufactured.
  • hot upset forging is obtained by performing hot upset forging in the axial direction at a processing rate of 50%, 75%, and 90% on the cut product obtained by manufacturing method 1.
  • the production methods are 3 to 5, respectively.
  • the drum-shaped specimens of Examples 3 to 5 having thicknesses T of 25 mm, 12.5 mm, and 5 mm as shown in FIG. (Test material before heat treatment) W was produced.
  • FIGS. 2B-1 and 2B-2 are manufacturing methods.
  • FIG. 6 is a diagram for explaining the positional relationship of a test piece S1 with respect to a specimen W according to 2 to 4.
  • each sample material W of Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4 is cut into a 15 mm square from the center in the axial direction L and the radial direction (LT direction orthogonal to the axial direction L).
  • the dice (cubic) test pieces S1 of Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4 were obtained.
  • each of these test pieces S1 was polished and electrolytically etched, and then a microscopic image of the sample surface was obtained with a polarizing microscope having a magnification of 25 times with a plane perpendicular to the axial direction L as an observation plane.
  • Image analysis was performed on the microscopic images of the test pieces S1 of Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4 obtained in this way, and crystals constituting the metal structure of each test piece S1 according to the cutting method defined in JISG0551 The average grain length was determined.
  • the crystal grain length is perpendicular to the axial direction X.
  • FIG. 6 is a view for explaining the positional relationship of a JIS No. 4 test piece S2 with respect to a specimen W by production methods 2 to 4.
  • a JIS No. 4 test piece S2 extending along the radial direction is cut out from the central portion of the specimen W in the axial direction, and each JIS No. 4 test piece S3 is compliant with the provisions of JIS Z2241.
  • a tensile test was performed at room temperature to measure the tensile strength.
  • test pieces of Examples 1 to 4 have a crystal grain length of 250 ⁇ m or more, and are included in the gist of the present invention. Therefore, since creep deformation can be suppressed, it can be judged that it can endure high temperature use and can secure sufficient high temperature and strength. Therefore, since the aluminum alloy material of the Example relevant to this invention is excellent in especially normal temperature strength and high temperature strength, it is suitable as a material for compressor impellers.
  • Example 5 and Comparative Example 5 with a processing rate of 90% seem to be unsuitable for practical use because the yield of the shaped material is deteriorated.
  • the production method of the present invention can be suitably used when producing a heat-resistant aluminum alloy material used as a material for a compressor impeller.

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Abstract

高温強度に優れたアルミニウム合金材の製造方法を提供する。　本発明の耐熱性アルミニウム合金材の製造方法は、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ている。

Description

耐熱性アルミニウム合金材の製造方法
　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。
特許第５２８４９３５号
　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。
　本発明の好ましい実施形態は、関連技術における上述した及び／又は他の問題点に鑑みてなされたものである。本発明の好ましい実施形態は、既存の方法及び／又は装置を著しく向上させることができるものである。
　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。
　本発明のその他の目的及び利点は、以下の好ましい実施形態から明らかであろう。
　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。
　［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。
　［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。
図１は実施例および比較例に採用された供試材を示す斜視図であって、図（ａ）は製作方法１によって得られた供試材を示す斜視図、図（ｂ）は製作方法２～５によって得られた供試材を示す斜視図である。 図２は実施例および比較例の供試材に対する試験片の位置関係を説明するための図であって、図（ａ－１）は製作方法１による供試材に対する試験片の位置関係を説明するための斜視図、図（ａ－２）は製作方法１による供試材に対する試験片の位置関係を説明するための側面図、図（ｂ－１）は製作方法２～４による供試材に対する試験片の位置関係を説明するための斜視図、図（ｂ－２）は製作方法２～４による供試材に対する試験片の位置関係を説明するための側面図である。 図３は実施例および比較例の供試材に対するＪＩＳ４号試験片の位置関係を説明するための図であって、図（ａ－１）は製作方法１による供試材に対するＪＩＳ４号試験片の位置関係を説明するための斜視図、図（ａ－２）は製作方法１による供試材に対するＪＩＳ４号試験片の位置関係を説明するための平面図、図（ｂ－１）は製作方法２～４による供試材に対するＪＩＳ４号試験片の位置関係を説明するための斜視図、図（ｂ－２）は製作方法２～４による供試材に対するＪＩＳ４号試験片の位置関係を説明するための平面図である。
　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熱処理を行い、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。
　上記熱処理は、溶体化処理、焼き入れ処理および時効処理であり、上記連続鋳造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。
　こうして熱処理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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜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。
　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。
　＜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。
　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。
　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。
　＜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。
　＜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。
　＜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。
　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。
　本願は、２０１５年１０月２２日付で出願された日本国特許出願の特願２０１５－２０７６１４号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
　ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
　本発明は、多くの異なった形態で具現化され得るものであるが、この開示は本発明の原理の実施例を提供するものと見なされるべきであって、それら実施例は、本発明をここに記載しかつ／または図示した好ましい実施形態に限定することを意図するものではないという了解のもとで、多くの図示実施形態がここに記載されている。
　本発明の図示実施形態を幾つかここに記載したが、本発明は、ここに記載した各種の好ましい実施形態に限定されるものではなく、この開示に基づいていわゆる当業者によって認識され得る、均等な要素、修正、削除、組み合わせ（例えば、各種実施形態に跨る特徴の組み合わせ）、改良及び／又は変更を有するありとあらゆる実施形態をも包含するものである。クレームの限定事項はそのクレームで用いられた用語に基づいて広く解釈されるべきであり、本明細書あるいは本願のプロセキューション中に記載された実施例に限定されるべきではなく、そのような実施例は非排他的であると解釈されるべきである。本発明をここに記載しかつ／または図示した好ましい実施形態に限定することを意図するものではないという了解のもとで、多くの図示実施形態がここに記載されている。
　本発明の図示実施形態を幾つかここに記載したが、本発明は、ここに記載した各種の好ましい実施形態に限定されるものではなく、この開示に基づいていわゆる当業者によって認識され得る、均等な要素、修正、削除、組み合わせ（例えば、各種実施形態に跨る特徴の組み合わせ）、改良及び／又は変更を有するありとあらゆる実施形態をも包含するものである。クレームの限定事項はそのクレームで用いられた用語に基づいて広く解釈されるべきであり、本明細書あるいは本願のプロセキューション中に記載された実施例に限定されるべきではなく、そのような実施例は非排他的であると解釈されるべきである。
　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 (11)

  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。
  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。
  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。
  5. 　前記塑性加工における軸方向の加工率が２０％～８０％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。
  6. 　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１～５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請求項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。
  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。
     
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107354413A (zh) * 2017-07-07 2017-11-17 哈尔滨中飞新技术股份有限公司 一种石油勘探用高强耐热铝合金材料的制备工艺

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113502419B (zh) * 2021-06-28 2022-03-08 华南理工大学 一种高导热低膨胀变形铝合金及其制备方法
CN115233024B (zh) * 2022-07-06 2023-04-28 江苏亨通电力特种导线有限公司 一种耐热铝合金导线及其制备方法
CN115927936B (zh) * 2022-12-22 2023-06-09 北京机科国创轻量化科学研究院有限公司 一种高强韧铝合金及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63161137A (ja) * 1986-12-23 1988-07-04 Kobe Steel Ltd 耐熱性に優れた高力アルミ合金
JP2000119786A (ja) * 1998-10-07 2000-04-25 Kobe Steel Ltd 高速動部品用アルミニウム合金鍛造材
US20030068249A1 (en) * 1999-09-10 2003-04-10 Sigworth Geoffrey K. Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys
JP2011122180A (ja) * 2009-12-08 2011-06-23 Kobe Steel Ltd 高温強度及び高温疲労特性に優れた耐熱アルミニウム合金押出材
JP2013220472A (ja) * 2012-04-19 2013-10-28 Furukawa-Sky Aluminum Corp Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品
JP2016087624A (ja) * 2014-10-31 2016-05-23 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製ターボコンプレッサホイール用鍛造素形材およびその製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01152237A (ja) * 1987-12-10 1989-06-14 Furukawa Alum Co Ltd エンジン部材用アルミニウム合金材
JPH04202737A (ja) * 1990-11-30 1992-07-23 Showa Alum Corp 強度に優れた耐摩耗性アルミニウム合金
JPH11302764A (ja) * 1998-04-17 1999-11-02 Kobe Steel Ltd 高温特性に優れたアルミニウム合金
JP2008115413A (ja) * 2006-11-01 2008-05-22 Honda Motor Co Ltd 耐熱性に優れた高強度・高靭性アルミニウム合金およびその製造方法
JP2013142168A (ja) * 2012-01-11 2013-07-22 Furukawa-Sky Aluminum Corp 耐クリープ特性に優れたアルミニウム合金

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63161137A (ja) * 1986-12-23 1988-07-04 Kobe Steel Ltd 耐熱性に優れた高力アルミ合金
JP2000119786A (ja) * 1998-10-07 2000-04-25 Kobe Steel Ltd 高速動部品用アルミニウム合金鍛造材
US20030068249A1 (en) * 1999-09-10 2003-04-10 Sigworth Geoffrey K. Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys
JP2011122180A (ja) * 2009-12-08 2011-06-23 Kobe Steel Ltd 高温強度及び高温疲労特性に優れた耐熱アルミニウム合金押出材
JP2013220472A (ja) * 2012-04-19 2013-10-28 Furukawa-Sky Aluminum Corp Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品
JP2016087624A (ja) * 2014-10-31 2016-05-23 昭和電工株式会社 アルミニウム合金製ターボコンプレッサホイール用鍛造素形材およびその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107354413A (zh) * 2017-07-07 2017-11-17 哈尔滨中飞新技术股份有限公司 一种石油勘探用高强耐热铝合金材料的制备工艺

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