(57)【要約】【目的】２００℃付近において優れた疲労強度を有し、製造コストの増大を避けることもできる耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法を提供する。【構成】Ｃｕ：２．５〜３．３％、Ｍｇ：１．５〜２．２％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｆｅ：０．５〜１．０％、Ｎｉ：０．８〜１．３％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部Ａｌ及び不純物からなり、ＣｕとＭｇの含有比率（Ｃｕ％／Ｍｇ％）を１．１〜２．２の範囲とすることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：２．５〜３．３％（質量％、以下同じ）、Ｍｇ：１．５〜２．２％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｆｅ：０．５〜１．０％、Ｎｉ：０．８〜１．３％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部Ａｌ及び不純物からなり、ＣｕとＭｇの含有比率（Ｃｕ％／Ｍｇ％）を１．１〜２．２の範囲とすることを特徴とする耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金。
【請求項２】
２００℃の温度に１００ｈ保持した後の２００℃での疲労強度が１４０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１記載の耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金。
【請求項３】
請求項1記載のアルミニウム合金のビレットを、４００〜５２０℃の温度で１〜２０ｈ均質化処理した後、３００〜５３０℃の温度で１回以上の熱間加工を行い、得られた熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に３０〜１００℃／ｈの昇温速度で加熱し、その温度で０．５〜１０ｈ保持する溶体化処理を行い、焼入れ後、１５０〜２２０℃の温度で３〜３０ｈ保持する人工時効処理を施すことを特徴とする耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金の製造方法。
【請求項４】
請求項１記載のアルミニウム合金のビレットを、４００〜５２０℃の温度で１〜２０ｈ均質化処理した後、３００〜５３０℃の温度で１回以上の熱間加工を行い、得られた熱間加工材の内部の溶融開始温度より１０〜５０℃低い温度域に加熱して、その温度に０．５〜５ｈ保持する溶体化処理と、さらに熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に加熱して、その温度に０．５〜５ｈ保持する溶体化処理とを連続して行い、焼入れ後、１５０〜２２０℃の温度で３〜３０ｈ保持する人工時効処理を施すことを特徴とする耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部品などに適した耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上のために，エンジン部品などの軽量化が要請されているが、従来のアルミニウム材料で部品の薄肉化、細径化を図った場合、部品の強度不足となることが多く、材料の高強度化、特に疲労強度の向上が求められている。また、エンジンの高出力化に伴って、エンジンの高回転数化が行われる場合があり、そのため、エンジン部品は従来より高温で使用される場合、例えば従来１５０℃付近の温度で用いられてきた部品も、２００℃付近の温度まで達する場合があり、高温での高疲労強度が要求されるようになってきている。
【０００３】
１５０℃付近の雰囲気温度に対して高疲労強度を有するアルミニウム材料として、例えばＡ２６１８合金やその改良合金が開発されているが（例えば特許文献１）、これらの合金は、２００℃以上の高温域において強度低下し易い傾向があり、３００℃付近での高温強度が優れる材料としてＡ２２１９合金があるが、この合金は２５０℃以下の温度域においてはＡ２６１８合金と比べて強度が低く、これらの温度の中間的な領域となる２００℃付近において高い疲労強度をそなえているアルミニウム材料は実用合金には見出せないのが現状である。
【０００４】
ＡｇやＹを添加し、さらに測定された熱間加工材の内部と表層部の溶融開始温度に関連付けられた熱処理を行うことを特徴とする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が提案されているが（特許文献２）、ＡｇやＹの地金が高価である上に、熱間加工材の内部と表層部の溶融開始温度を測定するために測定部位が多くなり、製造コストが増大するという難点がある。
【特許文献１】特許第３３５４９７２号公報
【特許文献２】特願２００６−２９７６５１号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、前記提案のＡｇ添加アルミニウム合金とその製造方法をベースとして、合金組成と疲労強度との関連についてさらに試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、ＡｇやＹを添加することなく、２００℃付近において優れた疲労強度を有し、製造コストの増大を避けることもできる耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記の目的を達成するための請求項１による耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金は、Ｃｕ：２．５〜３．３％、Ｍｇ：１．５〜２．２％、Ｓｉ：０．２〜０．４％、Ｆｅ：０．５〜１．０％、Ｎｉ：０．８〜１．３％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０％、Ｚｒ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％を含有し、残部Ａｌ及び不純物からなり、ＣｕとＭｇの含有比率（Ｃｕ％／Ｍｇ％）を１．１〜２．２の範囲とすることを特徴とする。
【０００７】
請求項２による耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金は、請求項１において、２００℃の温度に１００ｈ保持した後の２００℃での疲労強度が１４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【０００８】
請求項３による耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金の製造方法は、請求項1記載のアルミニウム合金のビレットを、４００〜５２０℃の温度で１〜２０ｈ均質化処理した後、３００〜５３０℃の温度で１回以上の熱間加工を行い、得られた熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に３０〜１００℃／ｈの昇温速度で加熱し、その温度で０．５〜１０ｈ保持する溶体化処理を行い、焼入れ後、１５０〜２２０℃の温度で３〜３０ｈ保持する人工時効処理を施すことを特徴とする。
【０００９】
請求項４による耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金の製造方法は、請求項１記載のアルミニウム合金のビレットを、４００〜５２０℃の温度で１〜２０ｈ均質化処理した後、３００〜５３０℃の温度で１回以上の熱間加工を行い、得られた熱間加工材の内部の溶融開始温度より１０〜５０℃低い温度域に加熱して、その温度に０．５〜５ｈ保持する溶体化処理と、さらに熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に加熱して、その温度に０．５〜５ｈ保持する溶体化処理とを連続して行い、焼入れ後、１５０〜２２０℃の温度で３〜３０ｈ保持する人工時効処理を施すことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、ＡｇやＹを添加することなく、２００℃付近において優れた疲労強度を有し、製造コストの増大を避けることもできる耐熱性に優れた高強度アルミニウム合金およびその製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明における合金成分の意義およびその限定理由について説明する。
Ｃｕは疲労強度向上に寄与する元素である。好ましい含有範囲は２．５〜３．３％であり、２．５％未満では強度向上の効果が小さく、３．３％を超えると融点が大幅に低下するため溶体化処理温度を低くしなければならず、そのため溶体化処理後のマトリックス中の過飽和度が小さくなり強度向上が得られない。
【００１２】
ＭｇはＣｕと共存して強度を高めるよう機能する。好ましい含有範囲は１．５〜２．２％であり、１．５％未満ではその効果が小さく、２．２％を超えると押出などの熱間加工において変形抵抗が高くなり生産性を低下させる。
【００１３】
ＣｕとＭｇの含有比率（Ｃｕ％／Ｍｇ％）の好ましい範囲は１．１〜２．２であり、Ｃｕ％／Ｍｇ％が１．１未満では、主要強化相の一つであるＧＰＢゾーンの形成が少ないために強度が低く、Ｃｕ％／Ｍｇ％が２．２を超えると、Ａｌ２ＣｕおよびＡｌ２ＭｇＣｕが形成されて、ＡｌとＡｌ２ＣｕとＡｌ２ＭｇＣｕの共晶融解が５０８℃で生じるため、この温度未満の温度で溶体化処理しなければならず、溶体化が十分に行われないため強度低下が生じる。
【００１４】
ＳｉはＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の微細分散相を析出させ、転位のピンニング効果を高めて、溶体化処理中の再結晶粒の粗大化を防止する。好ましい含有範囲は０．２〜０．４％であり、０．２％未満ではその効果が小さく、０．４％を超えると粗大な化合物を形成し疲労強度を低下させる。
【００１５】
ＦｅはＮｉとの化合物を形成し耐熱性を向上させる。好ましい含有範囲は０．５〜１．０％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、１．０％を越えると、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ系などのＦｅ系化合物がマトリックス中に分散し、疲労強度を低下させる。
【００１６】
ＮｉはＦｅとの化合物を形成し、耐熱性を向上させる。好ましい含有範囲は０．８〜１．３％であり、０．８％未満ではその効果が小さく、１．３％を超えると、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系等のＮｉ系金属間化合物がマトリックス中に分散し、疲労強度を低下させる。
【００１７】
ＭｎはＳｉとともに微細なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を析出、分散させて合金の溶体化処理中に生じる再結晶を抑制し、繊維状組織を形成して強度を向上させる。好ましい添加範囲は０．４〜０．７％であり、０．４％未満ではその効果が小さく、０．７％を超えると、鋳造時に巨大晶出物が発生し易く疲労強度の低下を招く。より好ましい添加範囲は０．４以上０．６５％未満である。
【００１８】
Ｚｒは、Ａｌ３Ｚｒ化合物の微細分散により、溶体化処理中に生じる再結晶粒の粗大化を抑制し、繊維状組織を形成させて強度を高める。好ましい含有範囲は０．１０〜０．２０％であり、０．１０未満ではその効果が小さく、０．２０％を超えると鋳造時に巨大晶出物が発生して疲労強度を低下させる。
【００１９】
Ｔｉは微細結晶粒組織を安定して得るために添加される。好ましい含有量は０．０１〜０．０４％の範囲であり、含有量が０．０１％未満ではその効果が十分でなく、含有量が０．０４％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｔｉ系の巨大晶出物が発生し易く疲労強度の低下の原因となるとともに，Ａｌ−Ｔｉ系晶出物の周りにＡｌ２ＭｇＣｕが偏析し易く、この偏析も疲労強度の低下の原因となる。なお、本発明においては、一般にアルミニウム合金に添加されるＣｒ、Ｚｎは０．１０％以下の範囲で含有しても本発明の効果に影響を及ぼすことはない。
【００２０】
ついで、本発明のアルミニウム合金の製造方法について説明する。
前記の組成を有するアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造によりビレットに造塊する。得られたビレットについて、４００〜５２０℃の温度で１〜２０ｈの均質化処理を行う。４００℃未満の温度では十分な均質化が得られず、５２０℃を超える温度では、偏在するミクロ偏析が共晶融解を起こすため疲労強度低下の原因となる。均質化処理時間が１ｈ未満では十分な均質化が得られず、２０ｈを超える均質化処理は、熱処理炉の占有時間が長くなり製造コストを増大させる。
【００２１】
均質化処理後、熱間加工温度として、あるいは、一旦室温まで冷却し熱間加工温度に再加熱して、熱間加工を行う。熱間加工は３００〜５３０℃の温度で１回以上行う。熱間加工とは押出、鍛造、圧延であり、熱間加工を行わないと、鋳造組織のままであるためミクロ的な偏析が存在し、疲労強度が低下する。熱間加工温度が３００℃未満では、加工ひずみが材料内部に蓄積され、溶体化処理を行う際に結晶粒の粗大化が生じ強度が低下する。熱間加工温度が５３０℃を超えると、加工変形中の加工発熱が加わり、部分的に共晶融解が発生して、疲労強度が低下する。
【００２２】
熱間加工後、得られた熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に３０〜１００℃／ｈの昇温速度で加熱し、その温度で０．５〜１０ｈ保持する一段の溶体化処理を行ったのち焼入れを行うか、または、熱間加工材の内部の溶融開始温度より１０〜５０℃低い温度域で０．５〜５ｈ保持する溶体化処理と、さらに熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に加熱して、その温度に０．５〜５ｈ保持する溶体化処理とを連続して行う二段溶体化処理後、焼入れを行う。
【００２３】
熱間加工材の内部の溶融開始温度の測定は、材料中の最も低い溶融開始温度を測定するためになされるもので、内部とは熱間加工材の表面から５ｍｍ以上離れた位置をいい、その部位から試片を採取して、試片を室温より１０℃／分の条件で７００℃まで昇温し、その際の熱量を測定し、吸熱ピークの開始温度を求める。ＪＩＳ  Ｋ  ７１２１―１９８７の９に記載のＤＴＡまたはＤＳＣ（示差走査熱量計）曲線の読み方に準拠して、補外融解開始温度（Ｔｉｍ）を求め、これを溶融開始温度とする。
【００２４】
熱間加工材の内部の溶融開始温度の測定は、合金組成による溶融開始温度の差異を考慮して、その都度行われるが、測定データを蓄積することにより、合金組成、熱間加工方法、熱間加工度に応じて、溶融開始温度がわかるよう管理することもできる。
【００２５】
一段の溶体化処理における昇温速度の規定、あるいは二段溶体化処理の目的は、昇温中の加熱あるいは第一段目の加熱により材料のミクロ偏析を無くして均質化の効果を高めるためである。それに伴い、熱間加工材の中で最も共晶融解温度の低い熱間加工材の内部が均質化され、溶融開始温度が高くなるため、その後、高温での溶体化処理が可能となる。高温での溶体化処理により過飽和固溶量が増大し、人工時効処理時の微細析出物の析出量が多くなり、強度が向上する。
【００２６】
一段の溶体化処理を行う場合には、溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に３０〜１００℃／ｈの昇温速度で加熱し、その温度で０．５〜１０ｈ保持することが望ましい。昇温速度が１００℃／ｈを超えると、昇温中の均質化が不十分となり、昇温速度が３０℃／ｈ未満では、炉の占有時間が長くなるため、製造コストを増大させる。熱間加工材の内部の溶融開始温度より１℃低い温度を超える温度（（溶融開始温度−１℃）より高い温度）で保持すると、共晶融解が生じて疲労強度が低下する。熱間加工材の内部の溶融開始温度より５℃低い温度未満の温度（（溶融開始温度−５℃）より低い温度）で保持すると、過飽和固溶量が十分でないために引張強度および疲労強度が低くなる。保持時間が０．５未満ではその効果が少なく、１０ｈを超えて保持すると、炉の占有時間が長くなるために、製造コストを増大させる。
【００２７】
二段溶体化処理を行う場合には、熱間加工材の内部の溶融開始温度より１０〜５０℃低い温度域で０．５〜５ｈ保持し、続いて熱間加工材の内部の溶融開始温度より１〜５℃低い温度域に加熱して、その温度で０．５〜５ｈ保持することが望ましい。第一段目の加熱において、熱間加工材の内部の溶融開始温度より１０℃低い温度を超える温度（（溶融開始温度−１０℃）より高い温度）に保持すると、ミクロ偏析部分が共晶融解する恐れがある。熱間加工材の内部の溶融開始温度より５０℃低い温度未満の温度（（溶融開始温度−５０℃）より低い温度）で保持すると、ミクロ偏析を均質化する効果が少なくなる。保持時間が０．５未満ではその効果が少なく、５ｈを超えて保持すると、炉の占有時間が長くなるために、製造コストを増大させる。
【００２８】
第二段目の加熱において、熱間加工材の内部の溶融開始温度より１℃低い温度を超える温度（（溶融開始温度−１℃）より高い温度）で保持すると、共晶融解が生じ疲労強度が低下する。熱間加工材の内部の溶融開始温度より５℃低い温度未満の温度（（溶融開始温度−５℃）より低い温度）で保持すると、過飽和固溶量が十分でないために引張強度および疲労強度が低くなる。保持時間が０．５未満ではその効果が少なく、５ｈを超えて保持すると、炉の占有時間が長くなるために、製造コストを増大させる。
【００２９】
溶体化処理後、焼入れを行い、その後、人工時効処理を施す。人工時効処理は１５０〜２２０℃の温度で３〜３０ｈ保持の条件で行う。１５０℃未満では析出量が少ないため強度が低く、２２０℃を超える温度で時効処理すると、粗大な析出物が生じて強度が低くなる。また保持時間３ｈ未満では析出量が少ないため強度が低く、３０ｈを超える時効処理は炉を占有する時間が長くなるため工業的に好ましくない。
【実施例】
【００３０】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、その効果を実証する。
【００３１】
実施例１
表１に示す成分組成を有するアルミニウム合金のビレット（直径９０ｍｍ）をＤＣ鋳造により造塊し、得られたビレットを４７０℃の温度で１０ｈ均質化処理した。ついで、表２に示す条件で棒材（直径２０ｍｍ）に熱間押出加工し、表２に示す条件で溶体化処理、常法の焼入れ、人工時効処理を行った。人工時効後の材料を試験材として、以下の方法により２００℃での引張強さおよび疲労強度を評価した。結果を表３に示す。なお、熱間加工材について、予め、内部の溶融開始温度を測定した。測定結果を表３に示す。
【００３２】
【表１】
2008202121.tif 000002
【００３３】
【表２】
2008202121.tif 000003
【００３４】
【表３】
2008202121.tif 000004
【００３５】
引張強さの評価：予め２００℃で１００ｈ保持の予備加熱を行った後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠にした引張試験（試験片はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１，金属材料引張試験片４号試験片の備考２．による試験片）を２００℃の雰囲気で実施し、引張強さ２６０ＭＰａ以上を合格とした。
【００３６】
疲労強度の評価：予め２００℃で１００ｈ保持の予備加熱を行った後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４に準拠にして、２００℃での高温小野式回転曲げ試験（試験片は丸棒平滑試験片、平行部長さ１５ｍｍ、両肩Ｒ＝１５、平行部径φ８ｍｍ）を行い、１０７回で破断しない応力を疲労強度として評価し、１４０ＭＰａ以上を合格とした。
【００３７】
表３にみられるように、本発明に従う試験材１〜１６はいずれも、２００℃での引張強さが２６０ＭＰａ以上、２００℃での疲労強度が１４０ＭＰａ以上を満足する優れた強度特性を有している。
【００３８】
比較例１
表４に示す成分組成を有するアルミニウム合金のビレット（直径９０ｍｍ）をＤＣ鋳造により造塊し、得られたビレットを４７０℃の温度で１０ｈ均質化処理した。ついで、表５に示す条件で棒材（直径２０ｍｍ）に熱間押出加工し、表５に示す条件で溶体化処理、常法の焼入れ、人工時効処理を行った。人工時効後の材料を試験材として、実施例１と同じ方法により２００℃での引張強さおよび疲労強度を評価した。結果を表６に示す。熱間加工材について、予め、内部の溶融開始温度を測定した。測定結果を表６に示す。なお、表４〜５において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３９】
【表４】
2008202121.tif 000005
【００４０】
【表５】
2008202121.tif 000006
【００４１】
【表６】
2008202121.tif 000007
【００４２】
表６に示すように、試験材１７はＣｕ量が少ないため、試験材１８はＣｕ量が多いため溶融開始温度が低下し、溶体化処理温度が低くなったため、試験材１９はＭｇ量が少なくＣｕ％／Ｍｇ％比が大きいため、いずれも引張強さおよび疲労強度が劣った。試験材２０はＭｇ量が多くＣｕ％／Ｍｇ％比が小さいため、押出面圧が高く押出性が劣るとともに引張強さおよび疲労強度が低かった。
【００４３】
試験材２１はＳｉ、Ｍｎ、Ｚｒの含有量が少なくミクロ組織が粗大になったため、試験材２３はＦｅ、Ｎｉの含有量が少ないため、いずれも引張強さおよび疲労強度が劣った。試験材２２はＳｉ、Ｍｎ、Ｚｒの含有量が多いため、試験材２４はＦｅ、Ｎｉ量が多いため、また試験材２５はＴｉ量が多く粗大な金属間化合物が晶出したため、いずれも疲労強度が低下した。
【００４４】
試験材２６は熱間加工を行わなかったため疲労強度が低下した。試験材２７は溶体化処理時の昇温速度が大きいため、試験材２８、３０は溶体化温度が高く部分的に共晶融解が生じたため、いずれも疲労強度が低下した。試験材２９、３１は溶体化温度が低いため引張強さおよび疲労強度が劣った。試験材３２は時効温度が高く過時効となったため、引張強さ、疲労強度ともに低かった。