(57)【要約】【課題】  この発明は前述のような従来技術の問題点を一掃し、耐クリープ特性に優れた耐熱アルミニウム合金を提供することを課題としている。【解決手段】  Ｃｕ５．１〜６．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｇ０．３０〜０．７０％、Ａｇ０．１０〜１．０％、Ｍｎ０．１０〜０．５０％、Ｃｒ０．０７〜０．１１％、Ｔｉ０．０６〜０．３０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金において、Ｍｎ＋Ｃｒの固溶量が０．０５〜０．５０％の範囲内にあり、２００℃、１６０ＭＰａの条件でのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金鍛造材。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ５．１〜６．５％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｍｇ０．３０〜０．７０％、Ａｇ０．１０〜１．０％、Ｍｎ０．１０〜０．５０％、Ｃｒ０．０７〜０．１１％、Ｔｉ０．０６〜０．３０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金において、２００℃、１６０ＭＰａでのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
【請求項２】
Ｃｕ５．１〜６．５％、Ｍｇ０．３０〜０．７０％、Ａｇ０．１０〜１．０％、Ｍｎ０．１０〜０．５０％、Ｃｒ０．０７〜０．１１％、Ｔｉ０．０６〜０．３０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金において、Ｍｎ＋Ｃｒの固溶量が０．０５〜０．５０％の範囲内にあり、２００℃、１６０ＭＰａの条件でのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金鍛造材。
【請求項３】
請求項１、２の組成を有する合金鋳塊を４９０〜５３０℃で４８時間以内の均質化処理を施した後、鋳塊の互いに直行する３方向からそれぞれ鍛造比２以上で鍛造し、かつ各方向の鍛造比の合計が７以上として、２００℃、１６０ＭＰａの条件でのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱に優れたアルミニウム鍛造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は航空機や宇宙機材の部品や構造材あるいは自動車等の内燃機関や過給機等の部品などとして、１５０℃を越える高温度域において高強度および耐クリープ強度が要求される用途に用いられる耐熱アルミニウム合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金材料の高強度化を図るための手法としては、従来から時効硬化による高強度化が広く利用されている。しかしながら一般にこのようなアルミニウム合金時効硬化材では、１００℃を越える高温度域に長時間曝した場合、析出物の粗大化によって著しい軟化が生じることが多い。そこでこのような軟化を抑えるため、各種元素の添加および成分組成の最適化を図って、高温強度を向上させた合金として、Ａｌ−Ｃｕ系合金のＪＩＳ  Ａ２６１８合金やＡ２２１９合金などが一般的な耐熱アルミニウム合金として実用化されている。
【０００３】
またこのようなＡｌ−Ｃｕ系合金の高温強度を一層向上させるために、例えば特許文献１、特許文献２に示されるように、ＭｇとともにＡｇを添加した合金でθ'相やΩ相の析出物による強化を計ったものや、Ｖの添加によりＡｌ−Ｖ系化合物の分散強化による高温強度の改善が試みられている。
【０００４】
しかしながらアルミニウム合金部材の使用環境の高温化などの点からこれらアルミニウム合金部材のさらなる高温特性使用が要求されてきており、従来合金では高温における耐クリープ特性が不十分であり、さらに耐クリープ特性を改善する必要がある。
【特許文献１】特許第３９９７００９号公報
【特許文献２】特許第４０８８５４６号公報
【特許文献３】特許第４０５８３９８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
この発明は前述のような従来技術の問題点を一掃し、耐クリープ特性に優れた耐熱アルミニウム合金を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者等は前述の課題を解決するべく、Ａｌ−Ｃｕ系にＭｇ、Ａｇを添加した合金、すなわちＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系合金について、種々実験、研究を重ね、耐クリープ特性におよぼす添加成分元素の析出強化および固溶強化の働きについて詳細に調査した結果、従来結晶粒微細化による強度向上あるいは分散強化による高温強度の改善に用いられてきたＭｎ、Ｃｒは固溶状態を維持することによりクリープ特性の向上が著しいことを見出した。
【０００７】
具体的には、請求項１の発明の展伸加工用耐熱アルミニウム合金は、Ｃｕ５．１〜６．５％、Ｍｇ０．１０〜０．７％、Ａｇ０．１０〜１．０％、Ｍｎ０．１０〜０．５０％、Ｃｒ０．０７〜０．１２％、Ｔｉ０．０６〜０．３０％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金において、２００℃、１６０ＭＰａの条件でのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金鍛造材である。
【０００８】
また請求項２の発明は、請求項１に記載の展伸加工用耐熱アルミニウム合金において、Ｍｎ＋Ｃｒの固溶量が０．０５〜０．５０％の範囲内にあることを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金鍛造材である。
【０００９】
さらに請求項３の発明は、請求項１、２の組成を有する合金鋳塊を４９０〜５３０℃で４８時間以内の均質化処理を施した後、鋳塊の互いに直行する３方向からそれぞれ鍛造比２以上で鍛造し、かつ各方向の鍛造比の合計が７以上として、２００℃、１６０ＭＰａの条件でのクリープ破断寿命が５００ｈｒ以上であることを特徴とする耐熱に優れたアルミニウム鍛造材の製造方法である。
【発明の効果】
【００１０】
この発明の耐熱アルミニウム合金は、従来合金では困難であった２００℃以上の温度域において耐クリープ特性を向上させることができ、そのためより高温かつ高負荷の環境においても信頼性を損なうことなく好適に使用することができる。すなわちこの発明のアルミニウム合金は、２００℃以上の高温域において高強度および高靭性が要求される部品や構造部材として、圧延や鍛造、押出等の展伸加工を施して使用することができ、例えばロケット、あるいは航空機等の高速移動体の外壁や、内燃機関あるいは過給機用部材などに好適に使用することができる。そのためこの発明によれば、アルミニウム合金の長所を生かせる用途を大きく拡大させるという優れた効果を奏することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
この発明の耐熱アルミニウム合金は、基本的には、Ａｌ−Ｃｕ系のいわゆる２０００番系の時効硬化型の耐熱合金にＭｇ、Ａｇを添加したＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系合金をベースとし、これにさらにＭｎとＣｒを適量だけ同時に添加したものである。
【００１２】
ここで、本発明の合金であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系合金では、時効処理によりＡｌ−Ｃｕ系のいわゆるθ'相あるいはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系のいわゆるΩ相が析出し、これらの時効析出物が硬化に寄与して、高強度を得ることが可能となるが、この発明では、さらにＭｎおよびＣｒを適切な量だけ固溶させることによって、高温変形特性、高温クリープ特性が著しく改善することが可能となる。
【００１３】
そしてこの発明の展伸加工用耐熱アルミニウム合金の成分組成も、これらの作用を充分に発揮して、高いクリープ特性を得る点から定められる。そこで以下にこの発明の耐熱アルミニウム合金における成分組成の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃｕ：
Ｃｕを添加することによって、前述のように時効処理によってＡｌ−Ｃｕ系のθ'相もしくはＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系のΩ相が析出し、硬化に寄与する。Ｃｕ量が５．１％未満ではその効果が充分に得られず、６．５％を越えれば溶体化処理によっても溶け切れない安定相θが形成されてしまって、強度や延性の低下を招く。したがってＣｕ量は５．１〜６．５％の範囲内とした。なおより高い強度を必要とする場合は、Ｃｕ量は５．３〜６．５％とすることが望ましい。
【００１５】
Ｍｇ：
Ｍｇも時効処理によってＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系のΩ相を析出し、硬化に寄与する。
Ｍｇ量が０．１０％未満ではその効果が充分に得られず、一方０．７％を越えてＭｇを添加しても、更なる強度の向上が望めないばかりか、延性および靭性の低下が顕著となってしまう。したがってＭｇ量は０．１０〜０．７％の範囲内とした。なお特に高強度を必要とする場合には、Ｍｇ量は０．２〜０．７％とすることが望ましい。
【００１６】
Ａｇ：
Ａｇも時効処理によってΩ相を析出し、硬化に寄与する。Ａｇ量が０．１０％未満ではその効果が充分に得られず、一方１．０％を越えてＡｇを添加しても更なる強度の向上は望めず、高価なＡｇの使用量が増して経済性が低下するだけである。したがってＡｇ量は０．１０〜１．０％の範囲内とした。なお特に高強度を必要とする場合は、Ａｇ量は０．２〜１．０％とすることが望ましい。
【００１７】
Ｍｎ：
Ｍｎは固溶および微細な析出物をすることによって高温におけるクリープ変形の抑制に大きな効果をもたらす。Ｍｎ量が０．１％未満ではクリープ特性向上効果は十分ではなく、０．５％を超えるとその効果は飽和するとともに、冷却速度が遅い場合の析出核生成サイトとなり強度の低下を引き起こす。
【００１８】
Ｃｒ：
Ｃｒは固溶することによって高温におけるクリープ変形の抑制を大きく向上させる重要な元素である。Ｃｒ量が０．０７％未満ではクリープ特性向上効果は十分ではなく、０．１１％を超えるとその効果は飽和するとともに、過剰のＣｒ添加は粗大なＡｌ−Ｃｒ系晶出物を形成し、冷却速度が遅い場合θ'相やΩ相の不均一析出核生成サイトとなり強度の低下を引き起こす。
【００１９】
Ｔｉ：
Ｔｉは鋳造時の結晶粒微細化材として添加される。その効果は０．０６％未満では不十分であり、０．３０％を超えるとその効果は飽和するとともに、粗大な金属間化合物を形成しやすくなり、機械的特性や疲労特性を低下させる。
【００２０】
なお、一般的なアルミニウム合金において微細化成分として考えられているＴｉは、Ｂを同時に添加することによりＴｉ−Ｂ系化合物を形成させて、鋳塊結晶粒を微細化する目的で使用されている。このためＢが通常範囲で含有されていても本発明の効果を阻害するものではない。
【００２１】
そのほかアルミニウム地金に不可避的不純物として含まれるＳｉは他の遷移金属等とともに晶出物を形成しやすく、材料の延性および靭性の低下をもたらす。Ｓｉの含有量が０．１５％を越えた場合、明らかな靭性低下が生じるため好ましくない。Ｓｉの許容含有量は、原料地金の価格に基づく経済的観点と用途に適合した要求特性との兼ね合いにかかわる部分が大きく、また一方では、Ｓｉはアルミニウム合金の強度を向上させる効果も認められ、これらから総合的に判断して、Ｓｉの含有量は０．０２〜０．１５％の範囲内とすることが望ましい。
【００２２】
またＳｉと同様にアルミニウム地金に不可避的不純物として含まれるＦｅは、他の遷移金属等とともに晶出物を形成しやすく、材料の延性および靭性の低下をもたらす。Ｆｅの含有量が０．２０％を越えた場合には、明らかな靭性低下が生じるため好ましくない。Ｆｅの許容含有量も、原料地金の価格に基づく経済的観点と用途に適合した要求特性との兼ね合いにかかわる部分が大きく、また一方ではＦｅは高温特性を向上させる効果もあり、これらから総合的に判断して、Ｆｅの含有量は０．０５〜０．２０％の範囲内とすることが望ましい。
【００２３】
以上で説明した各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、前記各成分元素のほかの元素についても、この発明に係る耐熱用アルミニウム合金の高温クリープ特性や機械的特性およびその他の特性を阻害しない範囲内での含有は許容される。
【００２４】
Ｍｎ、Ｃｒ固溶量：
先述したようにＭｎ、Ｃｒは固溶した状態で耐クリープ特性を著しく向上させる働きがある。その効果は０．０５％未満では不十分である。上限は特に定めるものではないが、Ｍｎ、Ｃｒはアルミニウム合金中への溶解度が小さいため金属間化合物として析出する。種々検討を実施した結果、工業的な製造条件においては０．５％が固溶量の限界であり、本発明においてはこれを上限とした。
【００２５】
高温強度、クリープ特性を高めるには前述したθ相、Ω相を均一に析出分散させることが極めて重要となる。これを達成するためには鋳塊を互いに直行する３方向から鍛造することが必須となる。１方向もしくは２方向からの鍛造ではただ単に組織がある方向に伸長するだけであるので析出相の均一化は十分にはかれない。
【００２６】
鍛造比も重要であり、各方向の鍛造比を２以上、各方向の鍛造比の合計を７以上として鋳塊組織を破壊し、溶体化効果を高め時効処理時のθ相、Ω相を均一に析出分散させることが必要である。各方向の鍛造比が２以下、各方向の鍛造比の合計が７以下であると鋳塊組織の残存があるためθ相、Ω相の均一析出をさせることができない。
【００２７】
なお、各方向の鍛造の中間、もしくは鍛造終了後に４９０〜５３０℃で２４時間以内の熱処理を施すことでさらに均一析出には有効となる。
【００２８】
以上のようなこの本発明の展伸加工用アルミニウム合金を製造するための方法は、特に限定されるものではないが、好ましい製造方法について以下に説明する。
【００２９】
先ずこの発明の成分範囲内に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、鋳造して鋳塊を製作する。
鋳造された鋳塊は、次いで均質化処理される。なお、必要に応じて均質化処理前に鋳塊を切断加工する場合、残留応力に起因して鋳塊が割れるおそれがある。そのため、鋳塊を３００℃〜４５０℃の温度で２０時間未満熱処理することによって鋳塊の残留応力を緩和してから切断加工しても、この発明の目的達成には影響しない。
【００３０】
ここで、均質化処理温度は４９０〜５３０℃で２５時間未満が望ましい。均質化処理温度が４９０℃未満では時効析出強化に寄与する主要合金元素であるＣｕ、Ｍｇ、Ａｇの均質化が不充分となり、強度の向上が望めなくなる。一方均質化処理温度が５３０℃を越えればバーニングが生じる可能性が高くなる。また、均質化処理時間が長ければ、均質化処理中に強制固溶されていたＭｎやＣｒがＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｃｒ系化合物として析出を開始する。そしてＭｎやＣｒがθ'相あるいはΩ相などの析出物を微細化させる効果、また高温暴露時に生じる時効析出物の粗大化を抑制する効果は、Ａｌ地中にＭｎ、Ｃｒが固溶している状態で最も強く発揮されるため、均質化処理時に必要以上にＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｃｒ系化合物が析出すれば、この発明で目的とする効果が得られ難くなる。そのため均質化処理時間は、好ましくは２５時間未満、さらに好ましくは１５時間未満とすることが適切である。
【００３１】
均質化処理後の鋳塊は、用途により所望の形状のアルミニウム展伸材に展伸加工される。より具体的には、展伸加工として、板材については圧延加工を、鍛造材については鍛造加工を、形材については押出加工が施される。この発明で対象としているＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ａｇ系の合金は、鋳造時にミクロポロシティ（鋳塊内部に残留する微小な空洞状の欠陥）が発生しやすく、このミクロポロシティは破壊の起点となって靭性を害するため、ミクロポロシティを潰す工程が必要となる。
【００３２】
また、一般に鋳塊組織には、凝固セル境界に多数の晶出物が集団で存在し、この場合個々の晶出物が微細であっても、密集して存在する場合には機械的特性や疲労特性を劣化させるため、晶出物の密集した状態を破壊する必要がある。さらに、延性を確保するためには、最終製品の結晶粒、特に圧延方向に垂直な断面における結晶粒の円相当径を５００μｍ以下に微細化することも重要である。ここでいう結晶粒とは等軸粒、扁平した粒、どちらも含まれるが、扁平粒の場合の結晶粒径は長軸方向の長さとして定義される。そして上述のようなミクロ組織の改善のためには、圧延、押出、鍛造などの展伸加工が必須である。ミクロ組織の状態は加工率にも影響されるが、靭性向上のためには、圧延加工の場合は圧下率５０％以上、押出加工の場合は押出比２以上、鍛造加工の場合は鍛錬比２以上とすることが好ましい。また、鍛造品の場合、鍛錬の方向を１方向だけではなく、少なくとも異なる２方向で行い、各方向での鍛錬比を２以上とすることがさらに望ましい。
【００３３】
このような展伸加工後のアルミニウム合金素材については、さらに溶体化処理および焼入れ処理を施した後、高温の人工時効処理を施す。この溶体化処理では、時効硬化に寄与する合金成分であるＣｕ、Ｍｇ、Ａｇを可能な限り固溶させるため、溶体化処理は４９５〜５３５℃の範囲で行なうことが望ましい。しかし、前述した均質化処理の場合と同様に、強制固溶されていたＭｎやＣｒがＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｃｒ系の化合物として溶体化処理時に必要以上に析出すれば、本発明で目的とする効果が得られ難くなる。したがって、溶体化処理時間は、好ましくは１５時間未満、更に好ましくは８時間未満とすることが適切である。
【００３４】
また、焼入れ処理は、時効硬化に寄与する合金成分であるＣｕ、Ｍｇ、Ａｇの再析出をできる限り抑制するため、２８０〜４８０℃の温度範囲における焼入れ冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましく、特に高強度が要求される場合には６０℃以下の温度まで冷却し、一方残留応力が問題となる場合には７５℃以上の温度まで冷却することが望ましい。
【００３５】
また、人工時効処理は、１６０〜２００℃で２〜６０時間程度行なうことが望ましい。なお焼入れによる残留応力が特に問題となる場合には、焼入れ処理後に冷間加工をなうことが望ましい。
【実施例】
【００３６】
以下にこの発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明する。但し、この発明はこれらの実施例に限定されないことはもちろんである。
【００３７】
表１の合金Ａ〜Ｔに示す化学成分を有する各アルミニウム合金を溶解して半連続鋳造し、φ１６０ｍｍ、長さ１０００ｍｍの鋳塊を得た。この鋳塊に５２０℃で６時間の均質化処理を施した後、面削、切断によりφ１５０ｍｍ長さ２５０ｍｍの鍛造用素材とした。熱間加工は開始温度を４００℃とし、鍛錬比４で板厚６０ｍｍとした。溶体化処理は５２０℃で４時間保持した後、約８０℃の温水焼き入れを行った。その後２００℃で５時間の時効処理を行い、最終製品とした。供試材の機械的特性および高温クリープ特性を評価するため、ＬＴ方向よりφ１０ｍｍの丸棒試験片を採取し、室温における引張試験および２００℃でのクリープ試験を実施した。
【００３８】
【表１】
2013142168.tif 000002
【００３９】
なお従来耐熱用合金の代表例としてＡ２６１８合金も同時に評価した。耐クリープ性については２００℃で応力１６０ＭＰａを負荷し破断寿命を測定した。その結果、破断寿命が５００ｈｒ以上のものを、耐クリープ性に優れると判断した。Ｍｎ、Ｃｒの固溶量はフェノール溶解法により分析を実施した。これらの結果を表２に合わせて示す。
【００４０】
【表２】
2013142168.tif 000003
【００４１】
表２から明らかなように、Ｃｕ、Ｍｇ、Ａｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉの合金組成が本発明の範囲外である比較例の合金Ｐ〜Ｗでは、機械的特性と耐クリープ特性ともに良好なものは得られなかった。これに対して本発明例の合金Ａ〜Ｏは、機械的特性と耐クリープ特性のいずれにおいても良好で優れることがわかった。
【００４２】
表１の合金Ｄについて表３に示す鍛造を実施した。溶体化処理以降は前記と同じ条件で製造、試験した。結果を表４に示す。
【００４３】
【表３】
2013142168.tif 000004
【００４４】
【表４】
2013142168.tif 000005
【００４５】
本結果から鍛錬比各方向２以上で合計７以上の鍛造を行うことにより、さらにクリープ特性の向上が認められた。