(57)【要約】【課題】自由鍛造後の溶体化処理中において粗大結晶粒の生成を防止し、優れた耐熱性と強度を有するＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造材を提供する。【解決手段】自由鍛造により製造されるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金であって、４００℃以上の温度に素材を加熱してから開始される一連の熱間自由鍛造工程において、鍛造品全体のうちの一部分における圧縮歪率が５０％を超えて鍛造される部分的大歪鍛造プロセスを含む場合に、少なくとも部分的大歪が加わることになる素材の一部分を４００℃以上の温度に保った状態で部分的大歪鍛造を行うようにして一連の熱間自由鍛造工程を終了し、その後、鍛造品を加熱保持する溶体化処理工程とこれに続いて急冷する焼き入れ処理工程を行った後の鍛造品のミクロ組織が、平均粒径３０μｍ以下の微細なサブグレインを含有する熱間加工組織よりなることを特徴とするＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
自由鍛造により製造されるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金であって、４００℃以上の温度に素材を加熱してから開始される一連の熱間自由鍛造工程において、鍛造品全体のうちの一部分における圧縮歪率が５０％を超えて鍛造される部分的大歪鍛造プロセスを含む場合に、少なくとも部分的大歪が加わることになる素材の一部分を４００℃以上の温度に保った状態で部分的大歪鍛造を行うようにして一連の熱間自由鍛造工程を終了し、その後、鍛造品を加熱保持する溶体化処理工程とこれに続いて急冷する焼き入れ処理工程を行った後の鍛造品のミクロ組織が、平均粒径３０μｍ以下の微細なサブグレインを含有する熱間加工組織よりなることを特徴とする強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【請求項２】
熱間自由鍛造工程での部分的大歪鍛造プロセスにおいて部分的に大歪が加わることになる領域が、鍛造品の外表面に位置する突起状領域であり、かつ、当該突起状領域の断面角の最小値が１２０°以下である、請求項１に記載の強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【請求項３】
前記熱間自由鍛造工程において、部分的大歪鍛造プロセスに至る前に、素材の材料温度が３５０℃以下の温度で鍛造を行い、これを再加熱してから部分的大歪鍛造を行う、請求項１又は２記載の強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【請求項４】
前記熱間自由鍛造工程において、部分的大歪鍛造を行う前に、鍛造に用いる金敷温度を２００℃以上に加熱するとともに、部分的大歪鍛造を行う際の金敷と素材の接触時間を５秒以内とした、請求項１〜３のいずれか一項に記載の強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【請求項５】
前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、Ｃｕ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｓｃ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０２〜１．２ｍａｓｓ％及びＦｅ：０．０２〜１．２ｍａｓｓ％の１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる、請求項１〜４のいずれか一項に記載の強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【請求項６】
前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、Ｍｇ：０．０２〜２．０ｍａｓｓ％及びＡｇ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％の少なくとも一方を更に含有する、請求項５に記載の強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度及び耐熱性に優れたＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品に関する。
【背景技術】
【０００２】
航空・宇宙機材用、自動車・鉄道等の輸送機材用、或いは、エンジン部品やコンプレッサー等の機械部品用として用いられるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金は、軽量かつ高強度の特徴を有しているため広範囲の用途に用いられている。特に、１００℃以上の高温環境中で回転する回転インペラーや回転ローターなどでは、耐熱性に優れたＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が好適に用いられている。
【０００３】
このような用途において、特に船舶や大型機械に用いられるものは、例えば直径３０ｃｍ以上のサイズを有する大型のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金素材を機械加工して製造されている。このような大型のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金素材は、主に鋳造された材料を熱間鍛造により鍛錬された後に、溶体化処理と言われる高温での加熱保持後に急冷（焼入れ）して製造される場合が多い。
【０００４】
大型Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金素材の製造で行われる熱間鍛造は、大型の材料の鍛錬に適する自由鍛造と呼ばれる方法が用いられる場合が多い。自由鍛造とは、次のような製造技術である。まず、油圧等の機構によって上下に駆動する一対の金敷と呼ばれる鋼製の平板の間にアルミニウム合金素材を挿入し、金敷間で所定量の圧縮変形を加える。次いで、アルミニウム合金素材を一旦取り出して素材の向きを所定方向に適宜変更し、再度金敷間に挿入して再び圧縮変形を行う。このような圧縮変形操作を繰り返すことにより、アルミニウム合金の鋳塊中に元来存在する空隙等の鋳造欠陥を消滅せしめ、アルミニウム合金材料の強度や延性といった特性を向上させるものである。
【０００５】
自由鍛造では、上述のような材料の鍛錬により特性を向上させる目的の他に、最終的な製品形状に極力近い形でアルミニウム合金素材を提供することも目的とする。すなわち、一対の金敷による圧縮変形を駆使して、数十回にわたる圧縮変形と金敷内での材料置き換えの繰り返しによって、目的とする様々な製品形状に仕上げていくものである。
【０００６】
このように出来るだけ製品形状に近い形で自由鍛造を終えた後に、アルミニウム合金素材に高温で加熱保持する溶体化処理を施してから焼入れ処理を行うと、素材の一部に非常に粗大な結晶粒が生成してしまう。このような粗大結晶粒の生成は、最終製品の外観性能を損なうと共に、耐熱性や材料強度の低下の原因となる。その結果、材料の品質が低下するという不具合が生じる。
【０００７】
このような粗大結晶粒の生成を防止する方法として、例えば特許文献１には、アルミニウム合金に添加される遷移元素であるＣｒ、Ｚｒ、Ｆｅの添加量を最適化することが記載されている。このような添加量の最適化によって、材料中に形成されるこれら元素を主成分とする分散粒子の分布密度を高め、溶体化処理中に生成する再結晶粒の粒界移動をこれらの分散粒子でピン止めすることにより、粗大な結晶粒の発生を防止するものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平１１−２８６７５７号公報
【０００９】
本発明者らは、自由鍛造されるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の鍛造後に行われる溶体化処理時に発生する粗大結晶粒の抑制方法について種々検討した。その結果、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の自由鍛造においては、上記特許文献１に開示された方法では十分な再現性をもって確実に粗大結晶粒の生成を防止できない問題があることが判明した。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の目的は、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の自由鍛造後の溶体化処理中において粗大な結晶粒が生成するのを防止し、優れた耐熱性と強度を有するＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本願発明者らは、上記の課題を解決するために、まず粗大な結晶粒の発生位置と自由鍛造工程との関連性を明確にした。その上で、粗大な結晶粒の発生メカニズムを解明することにより粗大粒の生成防止を図り、健全な組織からなるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造材が得られることを見出した。
【００１２】
本発明は請求項１において、自由鍛造により製造されるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金であって、４００℃以上の温度に素材を加熱してから開始される一連の熱間自由鍛造工程において、鍛造品全体のうちの一部分における圧縮歪率が５０％を超えて鍛造される部分的大歪鍛造プロセスを含む場合に、少なくとも部分的大歪が加わることになる素材の一部分を４００℃以上の温度に保った状態で部分的大歪鍛造を行うようにして一連の熱間自由鍛造プロセスを終了し、その後、鍛造品を加熱保持する溶体化処理工程とこれに続いて急冷する焼き入れ処理工程を行った後の鍛造品のミクロ組織が、平均粒径３０μｍ以下の微細なサブグレインを含有する熱間加工組織よりなることを特徴とする強度及び耐熱性に優れるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品とした。
【００１３】
本発明は請求項２では請求項１において、熱間自由鍛造工程での部分的大歪鍛造プロセスにおいて部分的に大歪が加わることになる領域が、鍛造品の外表面に位置する突起状領域であり、かつ、当該突起状領域の断面角の最小値を１２０°以下とした。
【００１４】
本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記熱間自由鍛造工程において、部分的大歪鍛造プロセスに至る前に、素材の材料温度が３５０℃以下の温度で鍛造を行い、これを再加熱してから部分的大歪鍛造を行うものとした。
【００１５】
本発明は請求項４では請求項１〜３のいずれか一項において、前記熱間自由鍛造工程において、部分的大歪鍛造を行う前に、鍛造に用いる金敷温度を２００℃以上に加熱するとともに、部分的大歪鍛造を行う際の金敷と素材の接触時間を５秒以内とした。
【００１６】
本発明は請求項５では請求項１〜４のいずれか一項において、前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、Ｃｕ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜１．５ｍａｓｓ％を含有し、Ｍｎ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１〜０．４ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｓｃ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０２〜１．２ｍａｓｓ％及びＦｅ：０．０２〜１．２ｍａｓｓ％の１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるものとした。
【００１７】
本発明は請求項６では請求項５において、前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、Ｍｇ：０．０２〜２．０ｍａｓｓ％及びＡｇ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％の少なくとも一方を更に含有するものとした。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の自由鍛造後の溶体化処理中において粗大結晶粒の生成を防止し、優れた耐熱性と強度を有するＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】部分的大歪となる領域である突起状領域についての説明図である。
【図２】鍛錬の工程を例示する説明図である。
【図３】熱間自由鍛造シミュレーション試験用の試験サンプルの斜視図である。
【図４】熱間自由鍛造シミュレーション試験に用いる試験装置の概念図である。
【図５】（ａ）はマクロ組織観察用サンプル切断面の位置を示す説明図であり、（ｂ）は、ＥＢＳＤ測定用試料片の採取位置、ならびに、引張試験片とクリープ試験片の採取位置を示す説明図である。
【図６】引張試験片の平面図である。
【図７】クリープ試験片の平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下に、本発明の実施の形態を詳細にすると共に、各構成の意義について説明する。
１．粗大な結晶粒の発生位置と自由鍛造の工程との相関
先ず、粗大な結晶粒の発生位置と自由鍛造の工程の相関について詳細に検討した。その結果、自由鍛造工程のうち、アルミニウム合金材の一部分に特に大きな歪が付与された部分において、粗大な結晶粒が発生することが明らかになった。更に詳細に検討したところ、粗大な結晶粒は、ある一定の歪率以下では発生することがなく、それを超える歪が一連の鍛造プロセスのうちの１回の圧縮変形により付与された場合に発生することが判明した。その一定の歪率（以下、「臨界歪率」と記す）とは、下記式で定義される圧縮歪率の５０％値であることも判明した。
圧縮歪率（％）＝｛（Ｌ０−Ｌ１）／Ｌ０｝×１００
ここで、式中Ｌ０はアルミニウム合金材中の任意の部分における圧縮方向の変形前の長さを示し、Ｌ１はＬ０の圧縮方向の変形後の長さを示す。
【００２１】
ここで、重要な知見は、一連の鍛造プロセスにおいて複数回の圧縮変形によって累積的に臨界歪率に達した場合には粗大な結晶粒が発生することはなく、１回の圧縮変形によって臨界歪率を超えた変形によってのみ粗大結晶粒が発生し得ることである。
【００２２】
更に重要な知見として、このような臨界歪率の存在には、変形時におけるアルミニウム合金材の温度が大きな影響を与えることが判明した。即ち、変形時のアルミニウム合金材温度が４００℃未満の場合においてこのような臨界歪率が存在し、４００℃以上の場合にはこのような臨界歪率が存在しないことである。従って、変形時のアルミニウム合金材温度が４００℃以上において臨界歪率以上の変形が付与された場合でも、粗大結晶粒は生成することがない。
【００２３】
次に、上述の粗大な結晶粒の発生位置と自由鍛造の工程との相関のメカニズムについて説明する。
まず、粗大な結晶粒の生成理由を説明する。熱間自由鍛造によってＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材に変形を加えると、合金材中には歪エネルギーが蓄積すると同時に、歪率が増大するにつれて徐々に再結晶核が形成され始める。その後、合金材に高温で加熱保持する溶体化処理を施すと、合金材中に形成された少数の再結晶核の粒界が蓄積された歪エネルギーを駆動力として移動し、結晶粒が大きく成長していくことによって粗大化するものである。これが、粗大な結晶粒の形成メカニズムである。
【００２４】
２．臨界歪率
次に、粗大な結晶粒の発生に関して、臨界歪率が存在する理由について説明する。Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の熱間自由鍛造は、室温よりも高い、通常、約２５０℃以上の温度において行われる。ここで、歪率が増大していく場合でも、合金材中で回復（転位の消滅による歪エネルギーの解放）が同時に生じることにより歪は過度に蓄積されることはない。その結果、歪率が臨界歪率未満であれば、引続き行われる溶体化処理において再結晶粒が形成されることがなく、粗大な結晶粒も生成しない。
【００２５】
しかしながら、一方向の圧縮変形により大きな歪が付与される場合は、元々存在する結晶粒の形状が徐々に扁平になると同時に結晶粒内にサブグレインが形成されていく。その結果、歪率が臨界歪率に達すると結晶粒の端部に存在するサブグレインが結晶粒から分断され、この分断された粒が再結晶核となり粗大な結晶粒の生成原因となるのである。
【００２６】
上記式で定義される圧縮歪率の５０％値が臨界歪率となるのは、元々存在する結晶粒の形状が扁平な形状となって端部で粒が分断されるのに必要な幾何学的な形状として、歪率５０％以上が必要となるからである。一方で、複数回の圧縮変形プロセスで累積的に臨界歪率を超えた場合に粗大な結晶粒が発生しない理由は、以下の通りである。すなわち、通常の自由鍛造において複数回に分けて圧縮変形される場合、合金材に対して常に同一の方向で連続的に圧縮変形されることはなく１回の鍛造毎に合金材の方向が変えられるので、異なる方向において圧縮変形されるためである。このため、素材中に元々存在する結晶粒は種々の方向からの圧縮変形が繰り返される結果、一方向に扁平になることが無いので端部での粒の分断が生じない。このように、粒の分断が生じないため、再結晶核が形成されず粗大結晶粒が発生しないのである。
【００２７】
更に、変形時のアルミニウム合金材温度が４００℃以上の場合に、粗大な結晶粒を発生させる臨界歪率が消滅する原因、すなわち、熱間自由鍛造工程中にアルミニウム合金材中に圧縮歪率の５０％値を超えるような大きな歪部が部分的に形成されるような場合に、このような部分的な大歪部を４００℃以上の温度で熱間鍛造することにより、粗大な結晶粒の発生を防止する原因について説明する。４００℃以上で変形を行った場合には、元々存在する結晶粒の変形中における粒界移動が活発になり、マクロ的な圧縮変形方向と反対方向への粒界移動が生じるため、実質的に結晶粒が扁平な形状とならず、結晶粒端部での粒の分断が生ず、再結晶核が形成されない。このため、引続き行われる溶体化処理において粗大な結晶粒が生じないのである。
【００２８】
３．Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の組成
本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の組成は、Ｃｕ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）、Ｓｉ：０．０２〜１．５％を必須添加元素とする。また、Ｍｇ：０．０２〜２．０％及びＡｇ：０．０１〜２．０％の少なくとも一方を第１の選択的添加元素とする。更に、Ｍｎ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：０．０１〜０．４％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｓｃ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０２〜１．２％及びＦｅ：０．０２〜１．２％の１種又は２種以上を第２の選択的添加元素とする。このように、本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材は、上記必須元素、第１及び第２の選択元素、ならびに、残部のＡｌ及び不可避的不純物からなる。以下に、これらの成分元素の役割と含有量の規定理由を説明する。
【００２９】
Ｃｕ：
Ｃｕは本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材において基本となる必須添加元素である。Ｃｕは溶体化処理によりマトリクス中に固溶し、その後急冷することによりマトリクス中に過飽和状態で固溶する。そして、引き続き行われる時効処理により、微細析出物としてマトリクス中に析出して材料強度を向上させる。更にＣｕは、熱間自由鍛造中の変形に伴って材料中に生じる移動転位に固着して相互作用することにより、転位の消滅を阻害してサブグレイン組織の形成を促す。前述のように、このようなサブグレイン組織の形成によって材料中に粗大な結晶粒が生じ易くなる。Ｃｕ含有量が２．０％未満では、時効処理により十分な強度の向上が図れず高強度の鍛造品が得られない。一方、Ｃｕ含有量が６．０％を超えると、Ｃｕを含有する晶出粒子が鋳造時に多量に生成して、鍛造品の延性が大幅に損なわれる。更に、多量のサブグレイン組織が形成され、粗大な結晶粒の生成が多くなる。従って、Ｃｕ含有量は２．０〜６．０％の範囲とする。なお、好ましいＣｕ含有量は２．５〜５．０％の範囲である。
【００３０】
Ｓｉ：
ＳｉもまたＣｕに次いで、本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材において基本となる必須添加元素である。ＳｉもＣｕと同様に溶体化処理によりマトリクス中に固溶して、その後の急冷処理によりマトリクス中に過飽和固溶する。そして、引き続き行われる時効処理によりＳｉを含有する微細析出物をマトリクス中に形成して、材料の強度向上に寄与する。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、Ｓｉを含有する析出物量が不十分となり強度向上効果が十分に得られない。Ｓｉ願含有量が１．５％を超えると、Ｓｉを含有する晶出粒子が鋳造時に多量に生成して鍛造品の延性が大幅に損なわれる。従って、Ｓｉ含有量は０．０２〜１．５％の範囲とする。なお、好ましいＳｉ含有量は０．０５〜１．０％の範囲である。
【００３１】
Ｍｇ：
ＭｇはＣｕ、Ｓｉに次いで、本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材において基本となる第１の選択的添加元素である。ＭｇもＣｕと同様に溶体化処理によりマトリクス中に固溶して、その後の急冷処理によりマトリクス中に過飽和固溶する。そして、引き続き行われる時効処理によりＭｇとＣｕから構成される非常に微細な析出物をマトリクス中に形成して、材料の強度向上に寄与する。更に、ＭｇもＣｕと同様に熱間自由鍛造中における材料の変形に伴って材料中に生じる移動転位に固着して相互作用することにより、転位の消滅を阻害してサブグレインの形成を促す。前述のように、このようなサブグレイン組織の形成によって材料中に粗大な結晶粒が生じ易くなる。Ｍｇ含有量が０．０２％未満の場合は、ＭｇとＣｕにより構成される析出物が少なく、材料強度向上の実質的な効果が得られない。Ｍｇ含有量が２．０％を超えると、Ｍｇを含有する晶出粒子が鋳造時に多量に生成して、鍛造素材の延性が大幅に低下する。更に、多量のサブグレイン組織が形成され、粗大な結晶粒の生成が多くなる。従って、Ｍｇ含有量は０．０２〜２．０％の範囲とするのが好ましい。なお、更に好ましいＭｇ含有量は０．０５〜１．５％の範囲である。
【００３２】
Ａｇ：
ＡｇもまたＣｕ、Ｓｉに次いで、本発明で用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材において基本となる第１の選択的添加元素である。ＡｇはＡｌ−Ｃｕ系合金に添加することにより、Ｃｕを含有する析出物の構造を変化させ、析出物分布を高密微細にする効果を発揮する。その結果、時効処理後の強度が高まるとともに、耐熱性も大幅に向上させる効果がある。Ａｇの含有量が０．０１％未満の場合は、析出物の分布密度への影響が軽微で強度向上が殆ど認められない。Ａｇ含有量が２．０％を超えると、Ａｇを含有する晶出粒子が鋳造時に多量に生成して、鍛造品の延性が大幅に低下する。従って、Ａｇ含有量は０．０１〜２．０％の範囲が好ましい。なお、更に好ましいＡｇ含有量は０．０５〜１．５％の範囲である。
【００３３】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ、Ｎｉ、Ｆｅ：
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｖ、Ｎｉ、Ｆｅは、Ｍｇ、Ａｇに次ぐ第２の選択的添加元素である。これら各元素は、均質化処理時に、これらの元素を主成分とする微細な分散粒子としてマトリクス中に均一に析出する。これらの分散粒子は、一般的に、再結晶時に粒界の移動を妨げることにより結晶粒を安定化して組織を微細にする効果を奏する。しかしながら、本発明の課題である粗大な結晶粒の発生抑制に関しては、その発生メカニズムが一般的な場合と異なり特殊である。従って、これらの元素の添加のみでは、粗大な結晶粒の発生を十分に防止することができない。また、これらの元素を主成分とする分散粒子は、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金の耐熱性を大幅に高める効果もある。以上の理由から、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金にこれら所定量の元素を１種又は２種以上添加するのが好ましい。
【００３４】
Ｍｎの含有量は０．０５〜１．２％、Ｃｒの含有量は０．０１〜０．４％、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．３％、Ｓｃの含有量は０．０１〜０．５％、Ｖの含有量は０．０１〜０．３％、Ｎｉの含有量は０．０２〜１．２％、Ｆｅの含有量は０．０２〜１．２％とするのが好ましい。いずれの元素についても、各々の規定量未満の場合は、分散粒子の生成が不十分なため、結晶粒の安定化効果が十分に得られない。また、いずれの元素についても、各々の規定量以上の場合は、鋳造時にこれらの元素を主成分とする非常に粗大な化合物が晶出して（巨大晶出粒子と呼ばれる）、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品の延性及び靭性が大幅に低下する。
【００３５】
上記の必須添加元素、第１及び第２の選択的添加元素の他は基本的には不可避不純物とＡｌよりなる。しかしながら、鋳塊組織を微細にするためにＴｉ：０．０１〜０．１５％を単独で又はＢ：０．０００１〜０．０５％とともに含有してもよい。Ｔｉが０．０１％未満の場合は、鋳塊組織を微細する効果が十分に得られない。また、同様にＢが０．０００１％未満の場合も鋳塊組織を微細する効果が十分に得られない。一方、Ｔｉが０．１５％を超えると、鋳造時にＴｉＡｌ３の粗大化合物が晶出して材料の延性及び靭性が大幅に低下する。また、Ｂが０．０５％を超えると、鋳造時にＴｉＢ２の粗大化合物が晶出して材料の延性及び靭性が大幅に低下する。なお、Ｔｉ単独で、或いは、Ｔｉ及びＢを共に添加する他に、耐食性を高めるための元素としてＺｎを微量添加してもよい。本発明では、１．０％以下のＺｎであれば所期の効果を損なうことなくＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材に含有させることが可能である。
【００３６】
４．Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品の製造方法
本発明に係るＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造品は、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材を４００℃以上の温度に加熱してから開始される一連の熱間自由鍛造工程と；当該一連の熱間自由鍛造工程後のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材を加熱保持する溶体化処理工程と；当該溶体化処理工程後のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材を急冷する焼き入れ処理工程と；当該焼き入れ処理工程後のＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材を時効処理する時効処理工程と；を備える。そして、熱間自由鍛造工程において、鍛造品全体のうちの一部分における圧縮歪率が５０％を超えて鍛造される部分的大歪鍛造プロセスを含む場合に、少なくとも部分的大歪が加わることになる素材の一部分を４００℃以上の温度に保った状態で部分的大歪鍛造を行うようにして一連の熱間鍛造プロセスを終了する。
【００３７】
４−１．溶解工程、鋳造工程、均質化処理工程及び面削工程
本発明に用いるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材は、通常の方法に従ってアルミニウム合金を溶解、鋳造することによって鋳塊として得られる。すなわち、上記合金組成に調整されたアルミニウム合金を溶解工程にかけて溶湯を調製する。次いで、この溶湯を半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法、ホットトップ鋳造法）や連続圧延鋳造法等の通常の方法による鋳造工程にかけて鋳塊を製造する。
【００３８】
更に、上記鋳塊は、通常の方法に従って均質化処理と面削が施される。すなわち、上記鋳塊は、４５０〜５５０℃の温度範囲で１時間以上加熱保持される均質化処理にかけられる。均質化処理が施された鋳塊は室温まで冷却後に切断され、表面を面削する面削工程にかけられる。なお、面削工程は、均質化処理工程前に行ってもよい。
【００３９】
４−２．熱間自由鍛造工程
均質化処理工程後に面削工程にかける場合には、面削したアルミニウム合金鋳塊を４００℃以上の温度に加熱後に一連の熱間自由鍛造工程が開始される。これに代わって、面削工程後に均質化処理工程にかける場合には、均質化処理と連続的して４００℃以上の温度において一連の熱間自由鍛造工程が開始される。
【００４０】
熱間自由鍛造工程は、種々の方向からＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材に繰り返し圧縮変形を加えることにより空隙等の欠陥を多く含む鋳塊組織を消滅せしめ、合金材の種々の機械的特性を向上させる鍛錬の工程と、鍛造後に機械加工が施され最終品の形状に加工されるために最適な形状へと加工する工程に大きく分類される。
【００４１】
上記鍛錬の工程においては、部分的大歪部が形成される鍛造段階が含まれない限り、熱間自由鍛造されるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の温度に制限はない。本発明において部分的大歪部とは、部分的な歪率が５０％を超える臨界歪率以上の変形を付与された部分をいう。
【００４２】
上述のように熱間自由鍛造温度は制限されるものではないが、鍛造温度が２５０℃未満では加工に要する負荷が大きくなるため、電力等のエネルギーを多量に消費して経済性に劣る。本発明では、４００℃以上の温度から鍛造を開始して鍛造中に合金材温度が徐々に低下していき、最終的には３５０℃以下、好ましくは２７０〜３５０℃の温度で鍛造を終了するのが好ましい。このように終了温度が３５０℃以下、好ましくは２７０〜３５０℃の範囲では、アルミニウム合金材中により微細なサブグレイン組織が形成され、最終的な合金材の耐熱性と強度の向上に寄与する。
【００４３】
なお、鍛錬工程及び最適な形状へと加工する工程ともに一貫して、４００℃以上の温度を保って鍛造を行っても粗大粒の発生は防止できるが、この場合の温度範囲は、４００〜４８０℃の温度範囲で行うことが好ましい。４８０℃を超えた温度で鍛造が行われた場合、最終的なサブグレインサイズが３０μｍを超えて粗大となり、各種特性が低下する。また、部分的大歪が加わるプロセスについて４００℃以上の温度とする場合も同様に、４００〜４８０℃の温度範囲で行うことが好ましい。４８０℃を超えた温度で部分的大歪が加わる加工が行われたが場合も、サブグレインサイズが３０μｍを超えて粗大となり、各種特性が低下する。
【００４４】
このような鍛錬の工程において部分的大歪部が形成されることになる場合には、少なくとも部分的大歪部となる領域の温度を４００℃以上の状態になるように温度調整して熱間自由鍛造する必要がある。この領域の温度が４００℃未満の場合には、上述の理由によって、引続き実施される溶体化処理時に粗大な結晶粒が形成され、材料特性が低下する。
【００４５】
上記最適な形状へと加工する工程についても基本的には鍛錬の工程と同様であるが、この最適な形状へと加工する工程において部分的大歪部が形成される場合が多い。具体的には、鍛錬の工程で形成された合金材外表面に位置する突起部の領域に鍛造による圧縮変形を加えて突起部の領域を平坦にし、或いは、より多角の形状に変形して全体形状を円形に近い形状にする場合に、突起部において部分的な変形が集中する状態となる。その結果、このような部分的な変形が集中した突起部が、部分的大歪部となるのである。そこで、このような部分的大歪部が形成される前段階において、少なくとも当該部分的大歪部となる領域を４００℃以上の温度で熱間鍛造することにより、部分的大歪部における臨界歪率を消滅させることができる。本発明では、このような部分的大歪部を形成させない鍛造段階を一連の熱間自由鍛造工程中に設けることによって、粗大結晶粒の生成を有効に防止できる。
【００４６】
ここで、部分的大歪部となる領域である突起部の形態について説明する。図１に示すように、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の突起部の圧縮変形方向を隆起方向とし、この隆起方向に平行で突起部の先端を通る線を隆起方向線とする。そして、突起部における突起の度合いは、隆起方向線を含む任意の面によって突起部を切断した際に、当該面上に示される突起部先端の角度である断面角によって規定される。この断面角が小さいほど鋭角となって圧縮変形による歪が大きくなるが、本発明では、この断面角の最小値を１２０°以下としても部分的大歪部の形成を防止でき、断面角が限りなく０°に近い突起部であっても、部分的大歪部の形成の防止が可能である。なお、突起部の先端が一定の曲率を有している（即ち、先端が丸みを帯びている）場合や、突起部の先端が平坦な場合には、突起部の全体形状を構成する直線部分を延長した交点を先端と仮定して隆起方向線を含む任意の面によって突起部を切断した際に、当該面上に示される仮想の突起部先端の角度を断面角とする。このような丸みを帯びている先端や平坦な先端の場合には、この先端部分を鍛造によって圧縮変形した場合の歪率への影響は軽微であることから、上述のように仮想の突起部先端に基づいて断面角を規定するのが実質的に適当である。
【００４７】
鍛造に用いる金敷の温度は、２００℃以上とするのが好ましい。金敷温度が２００℃未満の場合は、鍛造材の温度が規定以内であっても金敷との接触時に鍛造材からの抜熱が生じる。その結果、圧縮変形時の実質的な材料温度が規定よりも低くなり、粗大粒が発生する場合がある。また、金敷温度の上限値は特に規定するものではないが、金敷温度が３６０℃を超えると、鍛造時に用いる潤滑油の金敷への焼付きが生じ易くなるため、金敷温度は３６０℃以下とするのが好ましい。
【００４８】
鍛造時の圧縮変形時において、鍛造材と金敷が接触する時間は５秒以内とするのが好ましい。５秒を超えて鍛造材と金敷が接触すると、鍛造材から金敷への抜熱が顕著となり、圧縮変形時の実質的な材料温度が規定よりも低くなり、粗大粒が発生する場合がある。また、接触時間の下限値は特に規定するものではないが、鍛造機の機構上、極めて短時間の接触での圧縮変形は困難であり、通常、実質的に１秒以上の接触時間を要する。
【００４９】
４−３．溶体化処理工程
一連の熱間自由鍛造プロセスが完了した後に、アルミニウム合金材の溶体化処理を行う。溶体化処理を行う前に、アルミニウム合金材を最終的な製品サイズに近い適当なサイズに切断しておいてもよく、或いは、熱間自由鍛造した状態で溶体処理を行ってから切断してもよい。溶体化処理工程では、アルミニウム合金材を、通常４５０℃以上の温度に加熱保持することによって、合金の主要添加成分であるＣｕ、Ｍｇをマトリクス中に固溶させる。加熱保持温度が４５０℃未満ではＣｕ、Ｍｇが十分に固溶せず、最終的に十分に高強度が得られない場合がある。加熱保持温度の上限は特に規定するものではないが、５３０℃を超えるとＣｕの添加量に応じて一部溶融が生じて、材料特性が低下する場合がある。加熱保持時間については、Ｃｕ、Ｍｇを十分に固溶させるために１時間以上とするのが好ましい。なお、加熱保持時間を１０時間以上としても効果が飽和して不経済となる。従って、加熱保持時間は１〜１０時間とするのが好ましい。
【００５０】
４−４．焼入れ工程
アルミニウム合金材は、溶体化処理工程の後に急冷する焼入れ工程にかけられる。この焼入れにより、高温で固溶させたＣｕやＭｇを常温で過飽和固溶した状態にすることができ、引き続き行われる時効処理で素材の強度を高めることができようになる。急冷による焼入れは、通常、アルミニウム合金材を水中に投入することによって行われる。しかしながら、急冷のために水以外の冷媒を適宜選択して用いてもよい。水中に投入する場合の水温については特に限定されるものではないが、室温程度（例えば２０℃程度）から８０℃の範囲で選択するのが好ましい。大型のアルミニウム合金材などで焼き入れ後の残留応力を小さくするためには、６０〜８０℃の水温とするのが好ましい。
【００５１】
４−５．時効処理
溶体化処理と焼入れによってＣｕやＭｇを過飽和に固溶せしめた後に、アルミニウム合金材は時効処理工程にかけられる。時効処理は、常温で所定時間保持する自然時効、或いは、所定温度に加熱して所定時間保持する人工時効が用いられる。時効処理によって、アルミニウム合金材の強度を高めることができる。本発明では、時効処理条件を特に規定するものではないが、例えば、自然時効では１０〜３０℃程度の室温において２４時間以上保持し、人工時効では１５０〜２１０℃の温度範囲で４〜１２０時間程度保持する。
【００５２】
なお、アルミニウム合金材に高い寸法精度の加工を施す場合において、アルミニウム合金材に残留応力が存在すると加工精度が大きく阻害される。このため、残留応力を解消することを目的として、溶体化処理と焼入れを行ってから時効処理を行うまでの間にアルミニウム合金材に冷間で圧縮変形を加えてもよい。この場合の圧縮変形率は１〜５％の範囲とするのが好ましい。
【実施例】
【００５３】
以下に本発明を実施例及び比較例によって具体的に説明する。なお、これら実施例及び比較例によって、本発明の技術的範囲が限定されるものではない。
【００５４】
表１に示す合金組成に調整したＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造法により鋳造して鋳塊を作製した。これらの鋳塊を５００℃に加熱して、６時間保持する均質化処理工程を経た後に鋳塊表面を面削し、３００ｍｍ×３００ｍｍ×６００ｍｍのサイズに切断して熱間自由鍛造用サンプルとした。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
上記熱間自由鍛造用サンプルを４５０℃まで加熱した後に、熱間自由鍛造を開始した。鋳塊組織に含まれる欠陥を消滅させるために行う鍛錬の工程に関しては、図２に示す方法にて行った。すなわち、第１回目の鍛錬において、主圧縮変形方向に圧縮変形した。次いで、第２回目の鍛錬において、主圧縮変形方向に直交する図中の左右方向に圧縮変形した。更に、第３回目の鍛錬において、再び主圧縮変形方向に圧縮変形した。
【００５７】
上記鍛錬の工程を終了後、通常は、その後の部品形状に加工されるために最適な形状へと加工する工程に移行する。しかしながら、鍛造の条件と組織変化の対応関係を調査することを目的として、鍛錬の工程を終了後に直ちに水焼入れを行い室温まで冷却して、この時点での熱間自由鍛造組織を一旦凍結した。鍛錬工程後に室温まで冷却した試料により、図３に示す形状の試験サンプルを必要数作製した。
【００５８】
この試験サンプルを、以下に説明する大歪プロセス再現熱間自由鍛造シミュレーション試験に供した。本試験で用いた試験装置の概略を図４に示す。本試験装置は、通常の大型の熱間自由鍛造機と同様に、試験サンプルを圧縮加工するための上下一対の金敷が備えられており、下側の金敷上に試験サンプルを乗せて、上側の金敷を下方に任意の速度で駆動させることにより、試験サンプルの圧縮加工を行うものである。また、本試験装置には、試験サンプルの周囲に誘導加熱コイルが設けられている。この誘導加熱コイルにより、試験サンプルを任意の試験温度まで２０℃／秒以上の昇温速度で急速に加熱してその温度に保持することができ、圧縮変形中も同様に試験サンプル温度を一定に保持することができる。なお、これら上下の金敷内部には加熱ヒーターが埋め込まれており、金敷の温度を任意の設定温度に保持することができる。
【００５９】
この熱間自由鍛造シミュレーションの試験装置に、図３に示す試験サンプルをセットした。これを２０℃／秒以上の昇温速度で試験サンプルを急速昇温した後に直ちに１ｍｍ／秒の金敷駆動速度で、試験サンプルの圧縮変形試験を行った。変形終了後に直ちに試験サンプルを装置から取り出しで、大気中にて室温まで放冷した。
【００６０】
熱間自由鍛造の開始温度（鍛錬の工程の開始温度）、鍛錬の工程の終了温度を表２に示す。更に、熱間自由鍛造シミュレーション試験の条件である、熱間圧縮変形のための試料サンプルの加熱・変形温度（＝変形時の試料サンプル温度）、試料サンプルの断面角の最小値、圧縮歪率、上下の金敷温度、ならびに、試料サンプルと金敷の接触時間を同じく表２に示した。なお、表２における圧縮歪率とは、所定の変形量を与えることにより試料サンプルにおいて部分的に生じた最大の圧縮変形率（変形量から別途各部分での変形率を数値計算により求めた数値）である。
【００６１】
【表２】
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【００６２】
以上のようにして作製した圧縮変形試験後の試料サンプルを、５００℃の温度に加熱して４時間保持する溶体化処理を行った。次いで、この試料サンプルを直ちに２５℃の水中に投入する水焼入れを行い急冷した。更に、焼入れ後の試料サンプルに、１９０℃で１０時間の人工時効処理を施した後に、以下の手順で鍛造品の特性評価を行った。
【００６３】
まず、図５（ａ）に示すマクロ組織観察用サンプル切断面の位置で、圧縮変形試験後の試験サンプルを切断した。次いで、切断面を機械研磨後に、王水（３２％塩酸６６０ｍｍｌ＋６５％硝酸３４０ｍｌ）に３０秒間浸漬することによりマクロエッチングを行い、純水で洗浄後に乾燥した。その後、マクロエッチング面を目視で観察することによって、鍛造品における粗大な結晶粒の有無を観察した。更に、マクロエッチング面を撮影した画像データの画像処理を行うことによって、観察面全体に対する粗大結晶粒の発生領域が占める面積比を測定した。
【００６４】
また、この断面の図５（ｂ）に示す位置より、ＥＢＳＤ測定用の試験片を採取した。この試験片の表面を鏡面研磨仕上げした後、電子線後方散乱回折解析装置付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にセットしてＥＢＳＤ測定を行った。具体的には、ＳＥＭの加速電圧２００ｋＶにて、測定時のＳＥＭ倍率５００倍、測定エリア２００μｍ×１５０μｍ、測定ステップ間隔０．４μｍの測定条件にてＥＢＳＤ測定を行った。このＥＢＳＤ測定により得たＥＢＳＤ像のイメージクオリティマップ（亜結晶粒界と亜結晶粒内のコントラストが明確に映し出されて、亜結晶粒を識別することが可能である）により、材料中に元々存在した結晶粒の内部に形成されたサブグレイン組織の平均粒径を求めた。平均粒径は、イメージクオリティマップにおいて、縦・横に直交する合計４本の直線を引いて、この直線を横切る結晶粒の数で測定に用いた直線の総長さを割り算することによって求めた。
【００６５】
更に、図５（ｂ）に示す位置より、図６に示す形状の引張試験片（板厚：１ｍｍ）を採取した。この引張試験片を用いて室温にてクロスヘッド速度１０ｍｍ／分の条件で引張試験を行ない、鍛造品の強度を耐力値で評価した。また、同じく図５（ｂ）に示す位置より、図７示す形状のクリープ試験片（板厚：８ｍｍ）を採取した。このクリープ試験片に高温で一定荷重を負荷して、材料が破断するまでのクリープ寿命を測定するクリープ試験を行った。クリープ試験は、室温での引張試験で評価した耐力値の１０％の荷重負荷条件で、１００℃の温度条件にて、負荷開始から破断するまでの時間（クリープ寿命）を測定した。
【００６６】
以下、表２に示した条件で行なった上記試験結果について表３に示す。条件Ｎｏ．１、２、３、４、６では、本発明の範囲の合金Ａを用いて本発明の範囲で熱間自由鍛造を行なったものである。条件Ｎｏ．１、２、３、４、６のいずれにおいても、マクロ組織観察において粗大な結晶粒の発生はなく、高い耐力値と耐熱性（クリープ寿命が長い）を有していた。なお、ＥＢＳＰ分析による亜結晶粒（サブグレイン）の平均粒径も表３に併せて示す。
【００６７】
【表３】
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【００６８】
これに対して条件Ｎｏ．５は、部分的大ひずみ鍛造プロセスが４８０℃を超える温度範囲で行われたため、粗大粒は発生しないが、サブグレインサイズが３０μｍを超えて粗大になり、耐力値及びクリープ寿命が低下している。
【００６９】
また、条件Ｎｏ．７では、部分的大ひずみ鍛造プロセスを含む一連の鍛造プロセスが、４８０℃を超える温度範囲で行われた。その結果、粗大粒は発生しないが、サブグレインサイズが粗大になり、耐力値及びクリープ寿命が低下している。
【００７０】
これに対して、条件８は大歪プロセスを再現する熱間自由鍛造シミュレーション試験における試料サンプルの加熱・変形温度が低過ぎた。このため、圧縮歪率が本発明で規定する５０％以上の領域中において粗大な結晶粒が発生した。条件８では、熱間自由鍛造シミュレーション試験における試料サンプルの加熱・変形温度のみが異なる条件１に比べて、鍛造品の耐力値が低く、クリープ寿命も５０％程度に短くなって耐熱性が低かった。
【００７１】
条件９では、大歪プロセスを再現する熱間自由鍛造シミュレーション試験における圧縮歪率が本発明で規定する範囲よりも小さい。従って、部分的大歪部が形成されず、シミュレーション試験における試料サンプルの加熱・変形温度が本発明で規定する範囲より低い３９０℃であっても鍛造品に粗大な結晶粒が発生することなく、高い耐力値と耐熱性を有していた。
【００７２】
条件１０では、シミュレーション試験に供した試験片形状として、突起部の断面角の最小値が１３０°と大きいたものを用いた。このため、この部分における圧縮歪率が４０％と本発明で規定する範囲よりも小さい。従って、部分的大歪部が形成されず、シミュレーション試験における試料サンプルの加熱・変形温度が、本発明の範囲よりも低い３８０℃であっても、鍛造品に粗大な結晶粒が発生することなく、高い耐力値と耐熱性を有していた。
【００７３】
条件１１では、熱間自由鍛造の開始温度が本発明で規定する温度範囲よりも低過ぎた。そのため、熱間自由鍛造開始初期における熱間加工抵抗が大きく、試料サンプルに大きな荷重が負荷され、熱間自由鍛造の初期において多く存在する鋳造欠陥を起点として鍛造割れが生じた。このため、鍛錬工程を完了することができず、以降の大歪プロセス再現熱間自由鍛造シミュレーション試験を実施することができなかった。
【００７４】
条件１２では、大歪プロセスを再現する熱間自由鍛造シミュレーション試験における、金敷の温度が本発明の範囲よりも低過ぎた。このため、金敷によって試料サンプルを圧縮変形している最中に試料サンプルの熱が金敷に多量に奪われた。その結果、変形途中において試料サンプル温度が低下し、シミュレーション試験における試料サンプルの加熱・変形温度が、本発明で規定する範囲よりも低下してしまった。このため、圧縮歪率が本発明で規定する５０％以上の領域中において、粗大な結晶粒が発生した。条件１２では、熱間自由鍛造シミュレーション試験において、試料サンプルの加熱・変形温度、金敷温度、ならびに、試料サンプルと金敷との接触時間が異なる条件１に比べて、鍛造品の耐力値が低く、クリープ寿命も短くなって耐熱性が低かった。
【００７５】
条件１３では、大歪プロセスを再現する熱間自由鍛造シミュレーション試験での圧縮変形の最中における、試料サンプルと金敷の接触時間が本発明で規定する範囲よりも長過ぎた。このため、金敷によって試料サンプルを圧縮変形している長い接触時間中に、試料サンプルの熱が金敷に多量に奪われた。その結果、変形の途中において、試料サンプル温度が実施的に本発明で規定する温度範囲よりも低下してしまった。このため、圧縮歪率が本発明で規定した５０％以上の領域中において、粗大な結晶粒が発生した。条件１３では、熱間自由鍛造シミュレーション試験において、試料サンプルの加熱・変形温度、金敷温度、ならびに、試料サンプルと金敷との接触時間が異なる条件１に比べて、鍛造品の耐力値が低く、クリープ寿命も短くなって耐熱性が低かった。
【００７６】
条件１４と条件１５は、本発明の範囲内の合金Ｂについての試験結果である。条件１４は、本発明で既定する試験条件で試験した。一方、条件１５は、熱間自由鍛造シミュレーション試験における、加熱・変形温度が本発明の規定範囲よりも低く、その他の全ての試験条件は条件１４と同じである。条件１４では粗大な結晶粒が発生せず、条件１５では粗大な結晶粒が発生した。そのため、条件１５では条件１４に比べて、鍛造品の耐力値が低く、かつ、クリープ寿命が短くなって耐熱性が低かった。
【００７７】
条件１６と条件１７は、本発明の発明内の合金Ｃについての試験結果である。条件１６は、本発明で既定する試験条件で試験した。一方、条件１７は、熱間自由鍛造シミュレーション試験における、加熱・変形温度が本発明の規定範囲よりも低く、その他の全ての試験条件は条件１６と同じである。条件１６では粗大な結晶粒が発生せず、条件１７では粗大な結晶粒が発生した。そのため、条件１７では条件１６に比べて、鍛造品の耐力値が低く、かつ、クリープ寿命は短くなって耐熱性が低かった。
【００７８】
条件１８〜２３は、それぞれ本発明の発明内の合金Ｄ〜Ｉを用いて本発明で規定する試験条件で試験したものである。そのため、これら条件では粗大な結晶粒が発生せず、それぞれの条件における合金成分に応じた高い耐力値と耐熱性（クリープ寿命が長い）を有していた。
【産業上の利用可能性】
【００７９】
本発明により、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金材の自由鍛造後の溶体化処理中において粗大な結晶粒が生成するのを防止し、優れた耐熱性と強度を有するＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金鍛造材を提供することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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