(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．１質量％を超えて１．０質量％以下、
Ｃｕ：３．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０５質量％以上１．５質量％以下、
Ｍｇ：０．０１質量％以上２．０質量％以下、
Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、
Ａｇ：０．０５質量％以上１．０質量％以下
を含有し、かつ、
Ｚｒ：０．１質量％未満に規制し、
残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
金属間化合物の最大円相当径が６０μｍ以下であることを特徴とする高温特性に優れたアルミニウム合金。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金であって、
Ｖ：０．１５質量％以下
をさらに含有することを特徴とする高温特性に優れたアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高速で回転ないし摺動する高速動部品用の高温特性に優れたアルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウムは、低密度かつ高強度であり、加工が容易という特性を有する。この特性を生かして、軽量さ、強度や加工特性が要求される鉄道車両、自動車、船舶などの輸送機械や、各種機械部品、エンジン部品などに用いられていることが以前から知られている。具体的には、発電機やコンプレッサーなどの回転ローター（小型羽根）や回転インペラ（大型羽根）、或いはエンジンのピストンなど、高速で回転ないし摺動する高速動部品に用いられている。
【０００３】
これらの用途に用いられる高速動部品には、１００℃を超える高温使用環境や回転や摺動するという部品の性質上、高温特性（耐熱性、高温疲労強度、高温下での耐クリープ特性および高温耐力）が要求される。
そして、特許文献１や特許文献２に記載されているように、前記機械部品の一つであるローターであって、これら高温特性の改善が図られているものが知られている。このローターは、アルミニウムを基本とし、ジルコニウム、マンガン、鉄等を主要成分として添加したアルミニウム合金（以下、適宜、Ａｌ合金と称す）から構成される。
【０００４】
この特許文献１や特許文献２に記載の発明であるＡｌ合金は、合金添加成分としてＺｒが０．１〜０．２５質量％含有されており、高い静的高温強度および動的高温強度とクリープ特性を有している。そして、このＺｒ成分が、Ｍｎの空格子点の補填、合金の熱安定性に寄与していると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特表２００９−５３５５５０号公報
【特許文献２】特表２００９−５３５５５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、これら従来技術においてはＺｒ含有量が多くなるとＡｌ合金の焼入れ感受性が鋭敏となり、特に大きな材料において人工時効硬化処理前の焼入れ工程で冷却速度が遅い場合、強度が低下する問題がある。また、内部の残留応力が大きくなるため、その加工性も問題となっていた。このように、特に大きな材料においてＡｌ合金の高温特性を含めた材料特性は十分改善されていなかった。
また、最近では、回転ローターやピストンが従来以上の更なる高速回転、摺動や高温下といった状況で用いられており、Ａｌ合金の金属疲労強度の向上が要求されていた。
【０００７】
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、高温特性に優れたＡｌ合金を提供することを課題とする。更に好ましくは、金属疲労強度が向上したＡｌ合金を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係る高温特性に優れたＡｌ合金は、Ｓｉ：０．１質量％を超えて１．０質量％以下、Ｃｕ：３．０質量％以上７．０質量％以下、Ｍｎ：０．０５質量％以上１．５質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以上２．０質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ａｇ：０．０５質量％以上１．０質量％以下、を含有し、かつ、Ｚｒ：０．１質量％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、金属間化合物の最大円相当径が６０μｍ以下であることを特徴とする。なお、最大円相当径については後述する。
【０００９】
前記の構成にすることにより、Ａｌ合金は常温強度および高温強度、ならびに、高温での十分なクリープ特性、ならびに、常温耐力および高温耐力を獲得することができる。これにより、本発明の目的たる特に高温で使用される高速動部品用のＡｌ合金に求められる性能を確保できる。
金属間化合物の最大円相当径を前記のように制御することにより、金属間化合物とマトリックス部分との強度、硬度や、ヤング率などの材料特性の差による、金属疲労によるＡｌ合金材料の破壊の起点となる可能性を減少させることができる。これにより、金属疲労強度の向上が図られる。
【００１０】
また、本発明に係るＡｌ合金は、前記Ａｌ合金であって、Ｖ：０．１５質量％以下をさらに含有することが好ましい。
【００１１】
前記の構成に、更にＶを含有することにより、Ａｌ合金中にＡｌ−Ｖ系分散粒子を析出させることができる。この分散粒子は再結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため、結晶粒の粗大化が防止される。そして、常温強度および高温強度、そして特に高温金属疲労強度を向上させることができる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高温特性に優れたＡｌ合金が得られる。また、本発明によれば金属疲労強度が向上したＡｌ合金が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明に係るＡｌ合金を本発明に実施の形態に基づいて詳細に説明する。以下に記載する元素組成及び金属間化合物の最大円相当径とすることにより、Ａｌ合金が高温特性を有することになる。このため、本発明に係るＡｌ合金を用いてローターやピストンなどの高速動部品を製造すると共に、この部品を発電機、コンプレッサーやエンジンなどの製品に組み込み使用した場合に前記部品が高速で回転ないし摺動する際の部品同士の接触や（圧縮）空気等との接触により発生する摩擦熱、高温の（圧縮）空気下での使用や前記部品にかかる変形応力等にも耐えることが可能である。このため、本発明に係るＡｌ合金は、発電機やコンプレッサーなどの回転ローター（小型羽根）や回転インペラ（大型羽根）、或いはエンジンのピストンなど、高速で回転ないし摺動する高速動部品に最適に用いることが可能である。
なお、本発明はこのような実施の形態のみに限定されるものではなく、本発明の技術的思想を逸脱しない範囲において、適宜変更することができる。
【００１６】
＜合金成分＞
本発明にかかるＡｌ合金は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ａｇを所定量含有すると共に、Ｚｒを所定量未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。
また、選択的成分としてＶを所定量以下含有するものである。
更に、選択的構成要素として金属間化合物の最大円相当径を所定値以下に規制したものである。
以下、各成分の限定理由及び金属間化合物の最大円相当径の規定理由について説明する。
【００１７】
（Ｓｉ：０．１質量％を超えて１．０質量％以下）
ＳｉはＡｌ合金の強度を高める作用があり、Ｓｉが添加されることにより、強度向上に効果のある析出物が増える傾向にある。また、Ｓｉが添加されることにより、合金内の転位ループの抑制に効果がある。このため、Ｓｉの添加は、析出相の微細化、均一析出に有効である。
【００１８】
Ｓｉの含有量が０．１質量％以下ではその効果が少ない。一方、Ｓｉの含有量が１．０質量％を超えると粗大な金属間化合物を生じ、回転ローター、回転インペラやピストンなど高速動部品の成形不良、金属疲労強度の低下や破壊の原因となる。
従って、Ｓｉの含有量は、０．１質量％を超えて１．０質量％以下とする。好ましくは、０．１質量％を超えて０．７質量％以下である。より好ましくは、０．１質量％を超えて０．６質量％以下である。
【００１９】
（Ｃｕ：３．０質量％以上７．０質量％以下）
Ｃｕは本発明に係るＡｌ合金の基本成分である。本発明のＡｌ合金は、回転ローター、回転インペラやピストンなどの機械部品などに使用されるＡｌ合金である。Ｃｕは固溶強化および析出強化の双方の作用により、主として本発明用途においてＡｌ合金に要求される、高温下でのクリープ特性、並びに、常温耐力および高温耐力を確保するために必須の成分である。このように、Ｃｕは固溶強化および析出強化の双方の作用によりＡｌ合金の強度を向上させる。より具体的には、Ｃｕは高温の人工時効硬化処理時にθ’相やΩ相を、Ａｌ合金の（１００）面や（１１１）面に微細でかつ高密度に析出させ、人工時効硬化処理後のＡｌ合金の強度を向上させる。
【００２０】
この効果はＣｕの含有量が３．０質量％以上で発揮される。Ｃｕの含有量が３．０質量％未満では、前記効果が小さく、Ａｌ合金の高温下での十分なクリープ特性ならびに高温耐力が得られない。一方、Ｃｕの含有量が７．０質量％を超えると強度が高くなりすぎ、Ａｌ合金の鍛造性が低下する。また、Ａｌ合金組織中の金属間化合物が粗大になりやすく、Ａｌ合金の金属疲労強度が低下する。
従って、Ｃｕの含有量は３．０質量％以上７．０質量％以下とする。好ましくは、４．０質量％以上７．０質量％以下とする。より好ましくは、４．５質量％を超えて７．０質量％以下とする。
【００２１】
（Ｍｎ：０．０５質量％以上１．５質量％以下）
Ｍｎは、Ａｌ合金のミクロ組織を繊維組織化して、常温強度および高温強度を向上させる。そして、Ｍｎは均質化加熱処理時にＡｌ合金マトリックス中で熱的に安定な化合物であるＡｌ−Ｍｎ系分散粒子を析出させる。これらの分散粒子としては、Ａｌ２０Ｃｕ２Ｍｎ３が挙げられる。これらの分散粒子は、再結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため、結晶粒の粗大化防止には効果的である。
【００２２】
Ｍｎの含有量が０．０５質量％未満では、これらの効果は少ない。一方、Ｍｎの含有量が１．５質量％を超えると、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすくＡｌ合金材料の成形不良および破壊の原因となる。
従って、Ｍｎの含有量は０．０５質量％以上１．５質量％以下とする。好ましくは、０．０５質量％以上１．０質量％以下とする。より好ましくは、０．０５質量％以上０．８質量％以下とする。
【００２３】
（Ｍｇ：０．０１質量％以上２．０質量％以下）
Ｍｇは、Ｃｕと同様に、固溶強化および析出強化の双方の作用により、主としてＡｌ合金が本発明用途において要求される、高温下でのクリープ特性、並びに、常温耐力および高温での耐力を確保するために必須の成分である。より具体的には、ＭｇもＣｕと同様に、高温の人工時効硬化処理時に、θ’相やΩ相を、Ａｌ合金の（１００）面や（１１１）面に微細でかつ高密度に析出させ、人工時効硬化処理後のＡｌ合金の強度を向上させる。
【００２４】
前記効果は、Ｍｇの含有量が０．０１質量％以上で発揮される。Ｍｇの含有量が０．０１質量％未満では、前記の効果が小さく、Ａｌ合金の高温下での十分な特性、並びに常温耐力および高温耐力が得られない。一方、Ｍｇの含有量が２．０質量％を超えると、強度が高くなりすぎ、鍛造性等の加工性が低下する可能性が高くなる。
従って、Ｍｇの含有量は０．０１質量％以上２．０質量％以下とする。好ましくは、０．０１質量％以上１．５質量％以下とする。より好ましくは、０．０１質量％以上１．０質量％以下とする。
【００２５】
（Ｔｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下）
Ｔｉは、鋳造時の結晶粒を微細化する効果を有する。
Ｔｉの含有量が０．０１質量％未満ではこの効果が少ない。一方、Ｔｉの含有量が０．１０質量％を超えると粗大な金属間化合物を形成する。そして、この金属間化合物が成形加工時にＡｌ合金材料の破壊の起点になるため、０．１０質量％を超えて添加すると、Ａｌ合金の成形性が低下する。
従って、Ｔｉの含有量は０．０１質量％以上０．１０質量％以下とする。
【００２６】
（Ａｇ：０．０５質量％以上１．０質量％以下）
ＡｇはＡｌ合金中において、微細で均一なΩ相を形成すると共に、析出相が存在しない領域（ＰＦＺ；ｓｏｌｕｔｅ−ｄｅｐｌｅｔｅｄ  ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ  ｆｒｅｅ  ｚｏｎｅ）の幅を極めて狭くすることによりＡｌ合金の常温強度および高温強度並びに高温クリープ特性を向上させる。
Ａｇの含有量が０．０５質量％未満ではこの効果が少ない。また一方でＡｇの含有量が１．０質量％を超えて含有してもその効果は飽和する。
従って、Ａｇの含有量は０．０５質量％以上１．０質量％以下とする。好ましくは、０．０５質量％以上０．７質量％以下とする。
【００２７】
（Ｚｒ：０．１質量％未満（０質量％を含む））
Ｚｒは、均質化熱処理時にＡｌ合金組織中で熱的に安定な化合物であるＡｌ−Ｚｒ系の分散粒子を析出させる。そして、この分散粒子が、Ａｌ合金のミクロ組織を繊維組織化して、常温強度および高温強度を向上させる効果を有する。
しかし、溶体化処理工程後の焼入れ工程において、４００℃から２９０℃の間の平均冷却速度が５００℃／秒以下に遅くなった場合に、Ｚｒを０．１質量％以上含有していると、溶体化処理後の焼入れ処理において、ＡｌＣｕ２などの安定相が、前記Ａｌ−Ｚｒ系の分散粒子の周囲に粗大に析出してしまう。この結果、次に高温の前記人工時効硬化処理を行っても、高温での耐力が低下する恐れがある。
従って、Ａｌ合金の焼入れ感受性を下げるために、Ｚｒの含有量は０．１質量％未満とする。
【００２８】
（Ｖ：０．１５質量％以下）
任意成分であるＶは、Ａｌ−Ｖ系化合物としてＡｌ合金組織中に析出し、高温金属疲労強度を向上させることができる。また、Ｖは、均質化熱処理時においても、Ａｌ合金組織中で熱的に安定な化合物であるＡｌ−Ｖ系分散粒子を析出させる。この分散粒子が再結晶後の粒界移動を妨げる作用があるため、結晶粒の粗大化防止の効果がある。
この効果によりＶは、Ａｌ合金のミクロ組織を繊維組織化して、常温強度および高温強度、そして特に高温金属疲労強度を向上させる。そして、安定相を粗大に析出させる作用がＺｒ、Ｃｒ、Ｍｎに比べて比較的小さいため、常温強度、高温強度、そして高温金属疲労強度を向上させるためにより好ましい。
【００２９】
これらのことから、Ａｌ合金の高温特性の確保をより確実に保証する目的で、結晶粒径を５００μｍ以下に微細化させるために、Ｖの含有量は０．１５質量％以下となるように選択的に含有させることが好ましい。また、Ｖの含有量が０．０５質量％未満ではその効果が小さい。一方、Ｖの含有量が０．１５質量％を超えると、溶解鋳造時に粗大な不溶性金属間化合物を生成しやすく、Ａｌ合金の成形不良および破壊の原因となる。
従って、Ｖの含有量は０．１５質量％以下が好ましいが、０質量％でもよい。好ましい下限値は０．０５質量％である。
【００３０】
（残部：Ａｌ及び不可避的不純物）
Ａｌ合金の成分は、前記のほか、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、地金や中間合金に含まれている、通常知られている範囲内のＮｉ、Ｚｎ、Ｂ等は、本発明に係るＡｌ合金の高温特性その他の特性を阻害しない範囲での含有は許容される。
【００３１】
（その他元素）
その他元素についても、本発明に係るＡｌ合金の高温特性その他の特性を阻害しない範囲での含有は許容される。
Ｆｅは、Ａｌ合金の高温特性を向上させる効果もあり、スクラップ等からの混入もあるため、その含有量は０．１５質量％以下とする。
【００３２】
＜金属間化合物：最大円相当径６０μｍ以下＞
金属間化合物の最大円相当径は、金属疲労強度の向上の観点から６０μｍ以下が好ましい。より好ましくは５０μｍ以下である。更に好ましくは４０μｍ以下である。最大円相当径とは、最大の金属間化合物の面積をそれと同じ面積の円に相当させた場合の直径を示す。具体的な最大円相当径の算出方法については後述する極値統計をもちいて推定した。
【００３３】
Ａｌ合金中に大きな金属間化合物が存在すると、マトリックスとの強度、硬度、ヤング率などの材料特性の差により、それらを起点としてＡｌ合金材料の破壊が起こり、その結果Ａｌ合金材料の金属疲労強度が低下する恐れがある。つまり、金属間化合物のサイズが大きいと、それらが金属疲労によるＡｌ合金材料の破壊の起点となる可能性が高くなることから、Ａｌ合金中に含まれる金属間化合物の最大円相当径（大きさ）を制御することが望ましい。
【００３４】
金属間化合物の最大円相当径（大きさ）をより小さく制御することにより、金属疲労強度がより向上する。
【００３５】
これら金属間化合物の大きさは、鋳造条件（冷却速度、鋳造径の調整など）、均質化熱処理条件（温度、時間、多段階の温度調整など）、鍛造条件（鍛錬比、鍛造温度など）、溶体化処理条件（温度、時間など）などを適切に組み合わせることにより制御できる。
ここでは、例えば、鋳造時の冷却速度を０．０５℃／秒以上、均質化熱処理を５００〜５４５℃の温度範囲で、熱間鍛造を２８０〜４３０℃の温度範囲で行うことで金属間化合物の最大円相当径を６０μｍ以下に制御した。
【００３６】
（均質化熱処理）
更に、均質化熱処理は前記均質化熱処理の温度範囲内（５００〜５４５℃）であって、共晶溶融を生じない温度範囲であり、かつ、可能な限り高温で行うことが好ましい。このような条件により、金属間化合物の母材中への溶解、及び、拡散が効果的に行われる。その結果、金属間化合物の大きさを小さくすることが可能となる。
そして、金属間化合物の種類によっては、均質化熱処理を少なくとも２段階に分けて行う多段階の均質化熱処理が金属間化合物を共晶溶融させずに小さくするための方法としてより効果的である。
【００３７】
この多段階の均質化熱処理方法は金属間化合物の種類に合わせて適切な条件（昇温速度、均質化温度、処理時間）を設定することにより行われる。
例えば、各金属間化合物に適切な熱処理として、前記均質化熱処理の温度範囲内（５００〜５４５℃）の比較的低温で熱処理を行うことにより金属間化合物を十分に溶解、拡散させる。次に、前記均質化熱処理の温度範囲内の比較的高温で熱処理を行うことで金属間化合物を小さくする。このような多段階に温度を調整する均質化熱処理が効果的である。
【００３８】
又、この多段階の均質化熱処理方法と同様の効果を得ることが出来る方法として、均質化熱処理温度への到達速度を比較的低速として金属間化合物が共晶溶融しない温度範囲において昇温する方法がある。この方法は前記多段階の均質化熱処理と組み合わせて行うことも出来る。この昇温速度は金属間化合物の種類、大きさ、量などにより適切に設定する必要がある。
【００３９】
これら均質化熱処理方法は、金属間化合物の共晶溶融を防止しつつ、金属間化合物の大きさを小さくすることを可能とする。金属間化合物が小さくなることにより、金属間化合物を起点とする疲労破壊が抑制され、疲労強度が向上する。また、均質化熱処理により金属間化合物中に含有される各元素が母材中へ均一に拡散することにより、固溶強化及び析出強化による母材の強度向上が可能となる。同時に、Ａｌ合金の伸び、衝撃値、及び、金属疲労強度の向上も更に可能となる。
【００４０】
また、金属間化合物の最大円相当径（大きさ）をより小さく制御することによる金属疲労強度向上の効果は、本発明に係る元素組成の範囲のみだけでなく、その他の元素組成の範囲についても効果が認められる。
金属疲労強度の値は、金属間化合物の大きさだけでなく、金属間化合物の縦横比、形状、金属間化合物の硬度、ヤング率、量や金属間化合物が金属組織中において占める面積比率などが関係している可能性もある。
【００４１】
（金属間化合物測定）
前記金属間化合物の大きさ（最大円相当径）は、村上敬宣著「金属疲労  微小欠陥と介在物の影響」養賢堂発行（ＯＤ版第１版２３３〜２５０ページ）に記載の極値統計による推定を行って算出することができる。極値統計による推定とは、極値推定グラフを作成した後、極値を推定する方法である。
【００４２】
その概略は、試料表面を研磨した後、予め定めた検査基準面積を顕微鏡などで統計的に十分な箇所を検査部分が重複しないように撮影する。その後それぞれの検査基準面積中で最大の面積を占める金属間化合物を選び、それぞれの最大金属間化合物の面積の平方根を算出する。つぎに、累積分布関数、または、累積頻度分布並びに基準化変数を計算する。３番目として、横軸に最大金属間化合物の面積の平方根値、縦軸に累積分布関数または基準化変数をプロットする。そして、横軸の最大金属間化合物の面積の平方根を最大金属間化合物の最大円相当径に置換し、最大金属間化合物分布直線を算出する。
【００４３】
最後に、この最大金属間化合物分布直線を用いて、予測を行う面積における最大金属間化合物の最大円相当径を推定する。今回の測定では、検査基準面積を０．３７ｍｍ２、検査部分を４０箇所、予測を行う面積を１００ｍｍ２として、最大金属間化合物の最大円相当径を推定した。
【００４４】
＜Ａｌ合金の製造方法＞
次に、本発明に係るＡｌ合金の製造方法について説明する。
本発明におけるＡｌ合金の製造工程自体は、従来のＡｌ合金の製造工程と基本的に同じである。つまり、本発明に係るＡｌ合金の製造工程は、鋳造工程と、均質化熱処理工程と、熱間鍛造工程と、溶体化処理工程と、焼入れ処理工程と、人工時効硬化処理工程からなる。必要に応じて冷間圧縮（加工）工程を含めてもよい。
また、後述するＴ６１調質、Ｔ６調質は、溶体化処理工程、焼入れ処理工程と人工時効硬化処理工程にて行う。さらに、Ｔ６５２調質は、溶体化処理工程、焼入れ処理工程、冷間圧縮（加工）工程と人工時効硬化処理工程にて行う。なお、これら調質は、製造する部材の大きさや用途に応じて適宜選択される。
【００４５】
（鋳造工程）
鋳造工程は、前記組成を有するＡｌ合金を溶解、鋳造して鋳塊を作製する工程である。鋳造方法は、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよい。例えば、連続鋳造圧延法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）等の通常の溶解鋳造法から適宜選択した鋳造方法により、本発明の成分範囲内に溶解調整されたＡｌ合金溶湯を用いて鋳塊を鋳造することが可能である。
【００４６】
（均質化熱処理工程）
均質化熱処理を行うことにより、凝固によって生じたミクロ偏析の均質化、過飽和固溶元素の析出、準安定相の平衡相への変化が行われる。均質化熱処理の温度が５００℃未満では鋳塊の晶出物などの金属間化合物が固溶せず、均質化が不十分となる。一方、均質化熱処理の温度が５４５℃を超えると、バーニングが生じる可能性が高くなる。
従って、前記均質化熱処理の温度は５００〜５４５℃の範囲とする。
【００４７】
多段階の均質化熱処理を行う場合は、前記したように金属間化合物の種類に合わせて熱処理条件を設定する必要がある。又、比較的低速度で昇温する均質化熱処理を行う場合も同様に金属間化合物の種類に合わせて熱処理条件を設定する必要がある。
【００４８】
（熱間鍛造工程）
熱間鍛造の温度条件は、後述する鍛練比と共に、Ａｌ合金の特性を再現性良く製造するために重要である。即ち、Ａｌ合金の溶体化処理工程後のミクロ組織を等軸結晶粒とするために重要である。熱間鍛造温度が２８０℃未満では、熱間鍛造時においてＡｌ合金に割れが生じやすく、鍛造加工自体が困難である。一方、４３０℃を超えると、Ａｌ合金の組織に粗大結晶粒が生じやすくなる。このため、Ａｌ合金の高温特性が低下し、高温特性に優れたＡｌ合金を再現性良く製造することができない。
よって、熱間鍛造温度は２８０℃以上４３０℃以下で行う。
【００４９】
（鍛錬比）
Ａｌ合金の溶体化処理後のミクロ組織は、熱間鍛造の鍛練比に大きく影響される。従ってＡｌ合金の溶体化処理後のミクロ組織を等軸結晶粒とするためには、鍛練比を１．５以上とすることが好ましい。鍛練比が１．５未満であると、Ａｌ合金の組織が混粒となりやすい。また、鍛練の方向は一方向だけではなく、少なくとも、異なる２方向で行い、各方向での鍛練比を１．５以上とすることが好ましい。
【００５０】
（溶体化処理工程・焼入れ処理工程）
次に、溶体化処理および焼入れ処理について説明する。この溶体化処理および焼入れ処理において、可溶性金属間化合物を再固溶し、かつ冷却中の再析出を可能な限り抑制するためには、ＪＩＳ‐Ｈ‐４１４０、ＡＭＳ‐Ｈ‐６０８８などに規定された条件内にて行うことが好ましい。ただし、たとえＡＭＳ‐Ｈ‐６０８８等の規格によって熱処理を行っても、溶体化処理温度が高すぎるとバーニングを生じ、機械的性質を著しく低下させる。逆に、溶体化処理温度が下限温度以下であると人工時効硬化処理後の耐力が本発明目的に対して十分なものにはならず、また溶体化処理自体も困難となる。従って、溶体化処理温度の上限は５４５℃とし、下限は５１０℃とする。
【００５１】
溶体化処理および焼入れ処理などの調質(熱処理)に用いる炉はバッチ炉、連続焼鈍炉、溶融塩浴炉、オイル炉などが適宜使用可能である。また、焼入れに際しての冷却手段も、水浸漬、温水浸漬、沸騰水浸漬、ポリマー液浸漬、水噴射、空気噴射などの手段が適宜選択可能である。前記ポリマー液浸漬に用いるポリマーは、ポリオキシエチレン・プロピレン・ポリエーテルなど、例えば、米国ユニオン・カーバイド社製のユーコンクエンチャント（商品名）を用いることができる。
【００５２】
（冷間圧縮（加工）工程）
前記Ａｌ合金の焼入れ後、焼入れ時の歪み矯正、最終製品の耐力やクリープ破断強度等の高温特性の向上を目的として、冷間圧延機、ストレッチャーおよび冷間鍛造等を用いて、冷間圧縮（加工）を行っても良い。
冷間圧縮（加工）の圧縮（加工）量が小さいと、十分な残留応力の低減効果が得られない。一方、冷間圧縮（加工）の圧縮（加工）量が大きいと、人工時効硬化処理中やＡｌ合金製製品の高温での使用中に、θ’相の析出量が増加するため、耐力が低下しやすい。よって、冷間圧縮（加工）は圧縮（加工）率１〜５％とすることが好ましい。
【００５３】
（Ｔ６調質）
直径１００ｍｍ程度までの小物部品やピストンなどの用途において、残留応力が比較的大きくても、例えば切削などの加工上問題とならない製品については、溶体化処理および焼入れ処理後に人工時効硬化処理を施し、調質Ｔ６材とすることが望ましい。この場合、残留応力が比較的大きくなっても、高い強度特性及び高温特性を得る為に、焼入れ処理の温度は５０℃以下であることが望ましい。
【００５４】
（Ｔ６１調質）
ローターなど大型の製品では、焼入れ処理時に、製品表面と中央部との冷却速度が大きく異なるため、製品表面には１０ｋｇｆ／ｍｍ２を越える高い残留応力が発生する。このような高い残留応力が発生すると、製品の切削加工時に大きな歪みが生じ、精密な切削加工が極めて困難となる。また、最悪の場合、切削加工中に残留応力による割れなどのＡｌ合金材料の破壊が生じることもある。例え、切削加工中に割れなどの破壊が生じなくても、材料中に残存する晶出物等の金属間化合物を起点として、あるいは製品搬送中に生じた僅かな表面傷等を起点として、製品の長期間使用中に、亀裂が伝播成長しやすく、最終破壊に至る可能性もある。
【００５５】
したがって、ローターなど残留応力が問題となる製品については、残留応力を好ましくは３．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下に除去ないし低減するため、溶体化処理後の水焼入れ温度を９０℃以上の比較的高温とし、その後人工時効硬化処理を施し、調質Ｔ６１材とすることが好ましい。
【００５６】
（Ｔ６５２調質）
用途によっては、製品の大小に関わらず、残留応力が厳しく管理される製品もある。このような製品については、残留応力を極力小さくすべく、冷間圧縮（加工）を加えて、残留応力を好ましくは３ｋｇｆ／ｍｍ２以下に除去ないし低減し、人工時効硬化処理を施して調質Ｔ６５２材とすることが好ましい。
これらの製品では、残留応力を好ましくは３ｋｇｆ／ｍｍ２以下に除去ないし低減し、高温特性を得る為、焼入れ温度は５０℃以下であることが好ましい。
【００５７】
前記冷間圧縮（加工）の冷間圧縮（加工）量が小さいと十分な残留応力の低減効果が得られない。一方、冷間圧縮（加工）量が大きいと、人工時効硬化処理中や高温での使用中に、θ’相の析出量が増加する為、耐力が低下しやすい。従って、冷間圧縮（加工）は、圧縮（加工）率１〜５％とすることが好ましい。
【００５８】
（人工時効硬化処理工程）
各調質における人工時効硬化処理は前記Ａｌ合金の常温耐力および高温耐力、ならびにクリープ破断強さなどの高温特性、ならびに金属疲労特性を付与させるために行われる。この人工時効硬化処理によりＡｌ合金の（１１１）面に析出するΩ相および（１００）面に析出するθ’相を析出させることができ、上述の特性を発現する。人工時効硬化処理の方法は特に限定されるものではなく、本願Ａｌ合金においてΩ相およびθ’相が本願を満足する析出状態や常温耐力および高温耐力、ならびにクリープ破断強さなどの高温特性、ならびに金属疲労特性を得られるものであればよい。
【実施例】
【００５９】
以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。室温耐力が４００ＭＰａ以上、高温耐力が３００ＭＰａ以上、高温でのクリープ破断強度が１５０ＭＰａ以上であるものを合格とし、それ以外のものを不合格とした。
以下に、第１実施例として耐力及びクリープ破断強度の確認結果を、第２実施例として金属疲労強度について確認結果を実施例１〜１８及び比較例１〜７により説明する。
なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
【００６０】
＜第１実施例＞
（供試材）
Ａｌ合金の組成が室温耐力、高温耐力、および高温クリープ破断強度に与える影響を把握するため、後記の供試材を作製した。まず、表１に示す組成のＡｌ合金鋳塊（直径５００ｍｍ、長さ５００ｍｍ）を溶製後、５１０℃で２０時間の均質化熱処理を行い、熱間鍛造（２８０〜３６０℃、鍛錬比１．５以上）にて１５０ｍｍ角鍛造材、および、８０ｍｍ角鍛造材を作製した。その後、いずれの鍛造材も空気炉を用いて５２８℃で６時間の溶体化処理を行った。なお、表１において本発明の範囲を満たさない値については、下線を引いた。
【００６１】
【表１】
0005879181.tif 000002
【００６２】
次に、１５０ｍｍ角鍛造材については、残留応力が問題となる用途を模擬して、前記溶体化処理の後に７０〜１００℃の温水焼入れをして残留応力を３．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下に低減した。その後、前記鍛造材に１７５℃で１８時間の人工時効硬化処理を施してＴ６１調質材とした。そして、この調質材から供試材を作製した（実施例１〜７、実施例１０〜１２、比較例１〜７）。
【００６３】
なお、前記１５０ｍｍ角鍛造材のうちの一部は、残留応力が問題となる用途を模擬して、前記溶体化処理の後に３０〜６０℃の水焼入れをした後、１．５％の冷間圧縮（加工）率で冷間圧縮（加工）を加えて残留応力を３．０ｋｇｆ／ｍｍ２以下に低減した。その後、この鍛造材に１７５℃で１８時間の人工時効硬化処理を施してＴ６５２調質材とした。そして、この調質材から供試材を作製した（実施例９）。
【００６４】
８０ｍｍ角鍛造材については、小物部品やピストンなどの残留応力が比較的大きくてもよい用途を模擬して、溶体化処理後に３０〜４５℃の低温水焼入れ処理を行った。その後、前記鍛造材に１７５℃で１８時間の人工時効硬化処理を施してＴ６調質材とした。そして、この調質材から供試材を作製した（実施例８）。
【００６５】
（室温特性及び高温特性）
供試材の室温特性として、室温での０．２％耐力と、高温特性として１８０℃で１００時間の高温に供試材を保持した際の０．２％耐力を測定した。これら試験片は室温での試験は平行部の径を６．３５ｍｍ、標点距離を２５ｍｍとし、１８０℃の試験は平行部の径を６ｍｍ、標点距離を３０ｍｍとした。
また、クリープ特性試験では試験片は平行部の径を６ｍｍ、標点距離を３０ｍｍとした。これらの供試材の引張特性およびクリープ特性の測定結果を表２に示す。
さらに、供試材の室温特性として、室温における供試材の伸びを測定した。その測定方法は前記０．２％耐力の測定と同様であり、試験片は平行部の径を６．３５ｍｍ、標点距離を２５ｍｍとした。伸びの測定結果は後述する。
【００６６】
【表２】
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【００６７】
（実施例１〜１２）
実施例１ないし実施例１２は、比較例１ないし比較例７と対比して、室温耐力、高温耐力、高温クリープ破断強度のいずれの測定項目においてもその物理的特性が優れていることが判明した。これらは、回転ローターや回転インペラ或いはピストンなど、高速で回転ないし摺動する高速動部品に使用した場合、従来よりも優れる特性を示す。
【００６８】
また、実施例６と実施例７の室温での耐力値の対比から、同じ耐力値である場合、Ａｌ合金のＳｉ添加量を増やすことによりＣｕの添加量を減らすことが出来ることが判明した。さらに、実施例６と実施例７の室温における伸びはそれぞれ８．５％、１０．０％となった。これらのことから同じ耐力値において、Ｃｕに関わる金属間化合物を減らすことが出来ることを示している。更にその結果、Ａｌ合金の伸びを向上できること、および、金属疲労強度の向上も可能であることを示している。すなわち、ＳｉとＣｕの量（比率）を適切に調整することにより、耐力値を一定に保持しつつ、金属疲労強度、およびＡｌ合金の伸びを更に向上させることが出来る。
【００６９】
（比較例１、比較例５、比較例６）
比較例１、比較例５、比較例６は、Ｓｉの含有量が０．０６質量％と少ないため、析出物の微細化、均一析出の効果が小さい。
このため、これら比較例１、比較例５、比較例６は、室温耐力４００ＭＰａ以上、高温耐力３００ＭＰａ以上、高温でのクリープ破断強度１５０ＭＰａ以上の値をいずれも満たしていない。
【００７０】
（比較例３、比較例４、比較例６、比較例７）
比較例３、比較例４、比較例６、比較例７は、Ｚｒの含有量が０．１５質量％と多いため、溶体化処理後の焼入れ処理において、ＡｌＣｕ２などの安定相が、前記Ａｌ−Ｚｒ系の分散粒子の周囲に粗大に析出した。このため、これら比較例３、比較例４、比較例６、比較例７は、室温耐力４００ＭＰａ以上、高温耐力３００ＭＰａ以上、高温でのクリープ破断強度１５０ＭＰａ以上の値をいずれも満たしていない。
【００７１】
（参考例）
なお、前記合金成分の規制値の上限を超えた供試体について、以下の現象が見られた。
比較例の成分としてＳｉの含有量が１．０質量％を超えた供試体は、Ａｌ合金中に粗大な金属間化合物を生じたため、金属疲労強度が低下した。また、Ｃｕの含有量が７．０質量％を超えた供試体は、Ａｌ合金の強度が高くなりすぎたため、Ａｌ合金の鍛造性が低下した。さらに、Ｍｎの含有量が１．５質量％を超えた供試体は、溶解鋳造時に不溶性金属間化合物が生成し、Ａｌ合金の鍛造性が低下した。そして、Ｍｇの含有量が２．０質量％を超えた供試体は、Ａｌ合金の強度が高まり、Ａｌ合金の鍛造性が低下した。
【００７２】
＜第２実施例＞
金属間化合物の大きさの違いによるＡｌ合金の材料特性への影響を把握するため、後記の方法で供試材を作成した。
【００７３】
（供試材）
表１の組成７に示す組成のＡｌ合金鋳塊を砂型鋳造、銅鋳型鋳造、連続鋳造などで鋳造する際に鋳造速度などを調整してＡｌ合金鋳塊を溶製した。その後、前記Ａｌ合金鋳塊について５１０℃で２０時間の均質化熱処理を行った後、熱間鍛造（２８０〜３６０℃、鍛錬比１．５以上）にて１５０ｍｍ角鍛造材を作製した。
【００７４】
前記で作成した１５０ｍｍ角鍛造材について、空気炉を用いて５２８℃で６時間の溶体化処理を行い、その後に７０〜１００℃の温水焼入れをおこなった。更にその後１７５℃で１８時間の人工時効硬化処理を施してＴ６１調質材とした。
【００７５】
（金属間化合物の大きさ）
金属間化合物の大きさの解析には、前述したように極値統計解析を用いた。すなわち、１００倍の光学顕微鏡写真４０枚から、それぞれの写真での検査基準面積の０．３７ｍｍ２の内で最大の金属間化合物を抽出し、得られた４０個のデータについて前記統計処理を行い、設定した予測面積における金属間化合物の最大円相当径を各材料について推定した。今回の測定では、予測面積を１００ｍｍ２と設定した。
【００７６】
（回転曲げ疲労強度試験）
前記Ｔ６１調質材から後記試験片を作製し、この試験片を１５０℃の高温（最大応力１３０ＭＰａ、応力比―１）での金属疲労強度試験を行った。
この金属疲労試験は、平行部の直径６ｍｍ、平行部の長さ１３．５５ｍｍとし、＃１０００のエメリーペーパー仕上げとした、丸棒試験片を回転曲げ疲労強度試験に供した。
【００７７】
最大円相当径と回転曲げ疲労強度試験の測定結果である破断繰り返し回数との関係を表３に示す。破断繰り返し回数とは、回転疲労試験での破断までの繰り返し回数をいう。なお、破断繰り返し回数は最大円相当径９０μｍの時の値を1とする相対値で示す。
【００７８】
【表３】
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【００７９】
（金属疲労強度）
金属間化合物の最大円相当径を調整した材料について回転曲げ疲労強度試験を行なったところ、同じ組成（表１の組成７）の合金（試験片）では、今回の予測面積（１００ｍｍ２）において最大円相当径を６０μｍ以下とすることにより、金属疲労強度が向上することを知見した。また、最大円相当径がさらに小さいほうが、金属疲労強度は向上する傾向が見られた。
【００８０】
（実施例１３〜１８）
表３に示すように、表１の組成７に示す組成のＡｌ合金鋳塊から作製した前記試験片において最大円相当径を６０μｍ以下とすることにより（実施例１５〜１８）、破断繰り返し回数は最大円相当径９０μｍ（実施例１３）の４倍以上となることが判明した。
又、最大円相当径を４０μｍ以下（実施例１７）とすることで、破断繰り返し回数が最大円相当径９０μｍ（実施例１３）の９倍以上となり、Ａｌ合金の金属疲労強度の更なる向上が可能となる。そして、最大円相当径を２５μｍ以下（実施例１８）とすることで、破断繰り返し回数が最大円相当径９０μｍ（実施例１３）の１９倍以上となり、Ａｌ合金の飛躍的な金属疲労強度の向上が可能となる。
【００８１】
このように、金属間化合物の最大円相当径９０μｍ（実施例１３）と比較して最大円相当径６０μｍ以下（実施例１５〜１８）は、物理的特性がより優れていることが判明した。これらのものは、回転ローターや回転インペラ或いはピストンなど断続的に応力がかかる高速動部品に使用した場合に、従来よりも優れる特性を示す。
【産業上の利用可能性】
【００８２】
本発明は、耐熱性、高温疲労強度、高温下での耐クリープ特性および高温耐力に優れており、ロケットや航空機・宇宙機材用、鉄道車両、自動車、船舶などの輸送機材用、あるいはエンジン部品、コンプレッサーなどの機械部品用など、回転ローターや回転インペラあるいはピストンなどの、特に１００℃を超える高温の使用環境で使用されるＡｌ合金製部品に適用できる。