(57)【要約】アルミニウム合金は、重量パーセントにおいて、０．１〜０．２５のＳｉ、０．１０以下のＦｅ、２．０〜３．４のＣｕ、０．９〜１．２のＮｉ、１．３〜１．８のＭｇ、０．２５以下のＴｉ、並びに一種以上の分散質形成元素、アルミニウム及び不可避的不純物の残部を含む。合金は、鋳造に適しており、鋳造合金製品に成形することができる。さらに、合金は、優れた高温機械的特性、特に、高温疲労強度並びに良好な耐食性を示す。【選択図】図１【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントにおいて、
Ｓｉ：０．１〜０．２５
Ｆｅ：０．１０以下
Ｃｕ：２．０〜３．４
Ｎｉ：０．９〜１．２
Ｍｇ：１．３〜１．８
Ｔｉ：０．２５以下、並びに
一種以上の分散質形成元素、アルミニウム及び不可避的不純物の残部を含む、アルミニウム合金。
【請求項２】
前記一種以上の分散質形成元素が、バナジウム、ジルコニウム、マンガン、クロム、スカンジウム、ハフニウム、ニオブ、イットリウム、チタン、及びそれらの組み合わせからなる群から選択される、請求項１記載の合金。
【請求項３】
前記一種以上の分散質形成元素の各々が、最大０．２０ｗｔ．％の量存在する、請求項２記載の合金。
【請求項４】
前記一種以上の分散質形成元素が、全体として、最大０．２０ｗｔ．％の量存在する、請求項２記載の合金。
【請求項５】
前記Ｆｅ含有量が０．０８ｗｔ．％以下である、請求項１記載の合金。
【請求項６】
前記Ｆｅ含有量が０．０６ｗｔ．％以下である、請求項１記載の合金。
【請求項７】
前記Ｃｕ含有量が２．０〜３．２ｗｔ．％である、請求項１記載の合金。
【請求項８】
前記Ｃｕ含有量が２．０〜３．０ｗｔ．％である、請求項１記載の合金。
【請求項９】
前記Ｔｉ含有量が０．２０ｗｔ．％以下である、請求項１記載の合金。
【請求項１０】
不純物として０．１ｗｔ．％以下のＺｎをさらに含む、請求項１記載の合金。
【請求項１１】
前記不可避的不純物が、その各々が０．０５の最大重量パーセントにおいて存在し、前記不可避的不純物の最大総重量パーセントが０．１５であり得る、請求項１記載の合金。
【請求項１２】
前記合金が鋳造合金であり、平均粒径が１００μｍ以下である、請求項１記載の合金。
【請求項１３】
前記平均粒径が５０μｍ以下である、請求項１２記載の合金。
【請求項１４】
請求項１に従うアルミニウム合金から形成された鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項１５】
前記鋳造アルミニウム合金製品がターボチャージャーインペラである、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項１６】
２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも１５００００サイクル耐えることができる、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項１７】
２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも２０００００サイクル耐えることができる、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項１８】
２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも２５００００サイクル耐えることができる、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項１９】
２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも６００００サイクルのＢ１信頼性を有する、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項２０】
１７５℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも９００００サイクルのＢ１信頼性を有する、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項２１】
２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも１０００００サイクルのＢ１０信頼性を有する、請求項１４記載の鋳造アルミニウム合金製品。
【請求項２２】
Ｓｉ：０．１〜０．２５
Ｆｅ：０．１０以下
Ｃｕ：２．０〜３．４
Ｎｉ：０．９〜１．２
Ｍｇ：１．３〜１．８
Ｔｉ：０．２５以下、並びに
一種以上の分散質形成元素、アルミニウム及び不可避的不純物の残部を含むアルミニウム合金を鋳造し、鋳造製品を形成することと、
前記鋳造製品を熱間等静圧圧縮成形することと、
前記鋳造製品を溶体化処理することと、
前記鋳造製品を人工時効処理することと、を含む、鋳造製品の形成方法。
【請求項２３】
前記鋳造製品がターボチャージャーインペラである、請求項２２記載の方法。
【請求項２４】
前記鋳造製品が、２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも１５００００サイクル耐えることができる、請求項２２記載の方法。
【請求項２５】
前記鋳造製品が、２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも２０００００サイクル耐えることができる、請求項２２記載の方法
【請求項２６】
前記鋳造製品が、２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも２５００００サイクル耐えることができる、請求項２２記載の方法。
【請求項２７】
前記溶体化熱処理及び前記人工時効処理が、Ｔ７熱処理を利用して成し遂げられる、請求項２２記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願の参照
本願は、２０１３年１２月１３日に出願された米国仮出願第６１／９１５，９１６号の正規の出願であって、かつその優先権を主張するものであり、当該仮出願は、その全体において参照により本明細書に組み入れられ、その一部を構成するものである。
【０００２】
本発明は、一般的に、鋳造及び他の用途用のアルミニウム合金に関し、いくつかの特定の態様では、高温下における強度、耐疲労性及び耐食性が改善されたアルミニウム合金、並びにそのような合金の加工方法に関する。
【背景技術】
【０００３】
高温用途（例えば、最高２００℃）に用いるターボチャージャーインペラなどの特定のアルミニウム合金部品は、多くの場合、鍛造２ＸＸＸシリーズアルミニウム合金によって作られる。例えば、ターボチャージャーインペラは、多くの場合、鍛造した２６１８−Ｔ６合金から作られる。そのような部品は、３５４．０−Ｔ６などの鋳造３ＸＸシリーズ合金によっても作ることができる。しかしながら、そのような既存の合金は、特定の欠点及び制限を有する。例えば、既存の鍛造合金は、特により高い使用温度において腐食の問題を被ることがある。さらに、鍛造合金は、鍛造の性質及び生成に必要な機械加工の故に、生成が鋳造合金よりも本質的に高価（可能性として最大３〜４倍）であることに加えて、設計の融通性が制限されるというさらなる不利点を有する。Ｃ３５５．０−Ｔ６１及び３５４．０−Ｔ６などの既存の鋳造合金の機械的特性、例えば、強度及び耐疲労性は、より高い使用温度（例えば、１５０℃超）において低下する。いくつかの既存の鋳造アルミニウム合金は、引張強度及び降伏強度を増大するために、高濃度の銅または鉄を利用してきた。しかしながら、Ｃｕ含有量の増大は、そのような合金の耐食性に不利益をもたらし、Ｆｅ含有量の増大は、高温疲労強度に極めて不利益をもたらす。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
それ故に、そのような合金は、高温下での使用に制限があり、そのような制限が、ターボチャージャーそれ自体の性能制限に影響を及ぼすことがある。これらの問題及び他の問題の少なくともいくつかに対処し、そして従来の合金、加工方法及び物品によってもたらされない利点及び態様をもたらすために、本発明が提供される。本発明の特徴及び利点の十分な議論は、以下の詳細な説明に従う。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
以下に、本発明の基本的な理解を与えるための、本発明の態様の要約を提示する。この要約は、本発明を広範囲に概説するものではない。また、この要約は、本発明の主要素または重要な要素を特定すること、または本発明の権利範囲の輪郭を描くことを意図するものではない。以下の要約は、単に、後述するより詳細な説明の前置きとして、本発明のいくつかの概念を一般形態において提示する。
【０００６】
本開示の態様は、重量パーセントにおいて以下を含む組成を有するアルミニウム鋳造合金に関する。
Ｓｉ：０．１〜０．２５
Ｆｅ：０．１０以下
Ｃｕ：２．０〜３．４
Ｎｉ：０．９〜１．２
Ｍｇ：１．３〜１．８
Ｔｉ：０．２５以下、並びに
一種以上の分散質形成元素、アルミニウム及び不可避的不純物の残部。
一実施形態では、不可避的不純物は、その各々が０．０５ｗｔ．％の最大含有量で存在し、不可避的不純物の最大総含有量は、０．１５ｗｔ．％であってもよい。
【０００７】
一態様によれば、一種以上の分散質形成元素は、バナジウム、ジルコニウム、マンガン、クロム、スカンジウム、ハフニウム、ニオブ、イットリウム、チタン、及びそれらの組み合わせからなる群から選択される。各分散質形成元素は、最大０．２０ｗｔ．％、またはさまざまな実施形態では最大０．１５ｗｔ．％の量で存在することができる。代替的に、分散質形成元素（複数可）は、全体として、最大０．２０ｗｔ．％、またはさまざまな実施形態では最大０．１５ｗｔ．％の量で存在してもよい。
【０００８】
別の態様によれば、合金の鉄含有量は、０．０８ｗｔ．％以下または０．０６ｗｔ．％以下であってもよい。
【０００９】
さらなる態様によれば、合金の銅含有量は、２．０〜３．２ｗｔ．％または２．０〜３．０ｗｔ．％であってもよい。
【００１０】
追加の態様によれば、合金のチタン含有量は、０．２０ｗｔ．％以下であってもよく、かつ／または不純物としての合金の亜鉛含有量は、０．１ｗｔ．％以下であってもよい。
【００１１】
なおも別の態様によれば、合金は、鋳造合金であり、その鋳造合金の平均粒径は、１００μｍ以下であってもよい。鋳造合金の平均粒径は、一実施形態では５０μｍ以下であってもよい
【００１２】
本開示の追加の態様は、本明細書に記述したようなアルミニウム合金から形成された、鋳造アルミニウム合金製品などのアルミニウム合金製品に関する。そのような鋳造アルミニウム合金製品の一実施例には、ターボチャージャーインペラまたはコンプレッサホイールが挙げられる。多くの他の種々のタイプの鋳造アルミニウム合金製品、または他のアルミニウム合金製品を、合金を使用して製造することができる。鋳造製品は、鋳造後に、例えば、Ｔ７熱処理によって、溶体化熱処理及び／または人工時効処理してもよい。
【００１３】
一態様によれば、鋳造製品は、２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも１５００００サイクル耐えることができる。他の実施形態では、鋳造製品は、これらの同一の条件下で、少なくとも２０００００または２５００００サイクル耐えることができる。
【００１４】
別の態様によれば、鋳造製品は、２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも６００００サイクルのＢ１信頼性を有する。
【００１５】
さらなる態様によれば、鋳造製品は、１７５℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも９００００サイクルのＢ１信頼性を有する。
【００１６】
なおも別の態様によれば、鋳造製品は、１７５℃または２００℃の温度において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの負荷に少なくとも１０００００サイクルのＢ１０信頼性を有する。
【００１７】
さらに、本開示の態様は、鋳造製品を形成するための方法であって、前記鋳造製品を形
成するために本明細書に記述したようなアルミニウム合金を鋳造し、前記鋳造製品を熱間等静圧圧縮成形し、前記鋳造製品を溶体化熱処理し、そして前記鋳造製品を人工時効処理する方法に関する。熱処理及び時効処理は、一実施形態ではＴ７熱処理を利用することができる。
【００１８】
本発明の他の特徴及び利点は、添付の図面と併用される以下の記述から明らかになる。
【００１９】
本発明のより完全な理解のために、本発明を、ここで以下の添付図面を参照して実施例を用いて記述する。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本開示の態様による、合金を使用して製造することができるターボチャージャーインペラの形態の鋳造品の斜視図である。
【図２】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の種々の合金間の最大引張強度の比較である。
【図３】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の種々の合金間の最大引張強度の比較である。
【図４】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の種々の合金間の降伏強度の比較である。
【図５】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の種々の合金間の降伏強度の比較である。
【図６】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の種々の合金間の伸長の比較である。
【図７】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の種々の合金間の伸長の比較である。
【図８】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の種々の合金間の疲労強度の比較である。
【図９】以下の実施例１に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の種々の合金間の疲労強度の比較である。
【図１０】以下の実施例２に記述するような、腐食試験において使用されたサンプルの写真である。
【図１１】以下の実施例２に記述するような、Ａｌｌｏｙ  Ａ−Ｔ７の鋳造サンプルの表面における腐食を例証する顕微鏡写真を含む。
【図１２】以下の実施例２に記述するような、２６１８−Ｔ６合金の鍛造サンプルの表面における腐食を例証する顕微鏡写真を含む。
【図１３】以下の実施例２に記述するような、３５４．０−Ｔ６合金の鋳造サンプルの表面における腐食を例証する顕微鏡写真を含む。
【図１４】以下の実施例３に記述するような、種々の合金の粒径を例証する顕微鏡写真を含む。
【図１５】以下の実施例３に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の、異なる粒径を有するＡｌｌｏｙ  Ａのサンプル間の最大引張強度、引張降伏強度及び引張伸長の比較である。
【図１６】以下の実施例３に記述するような、さまざまな温度において３０分間均熱した後の、異なる粒径を有するＡｌｌｏｙ  Ａのサンプル間の疲労強度の比較である。
【図１７】以下の実施例４に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの最大引張強度の比較である。
【図１８】以下の実施例４に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの降伏強度の比較である。
【図１９】以下の実施例４に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの伸長の比較である。
【図２０】以下の実施例４に記述するような、さまざまな温度において１０００時間均熱した後の、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの疲労強度の比較である。
【図２１Ａ】以下の実施例４に記述するような、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの走査型電子顕微鏡写真である。
【図２１Ｂ】以下の実施例４に記述するような、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの走査型電子顕微鏡写真である。
【図２１Ｃ】以下の実施例４に記述するような、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの走査型電子顕微鏡写真である。
【図２１Ｄ】以下の実施例４に記述するような、種々の鉄濃度を有する合金サンプルの走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
通常、本明細書に記述した合金組成は、複雑な形状を鋳造するのに適したアルミニウム合金に、高温耐食性及び疲労強度が改善されるように含有量を低減した銅および鉄を各々加えたものである。鋳造合金は、驚くべきことに、同一の最終用途用の同種の鍛造合金と比較して、同様の、さらにはより優れた高温下（例えば、最大２００℃）での機械的特性をもたらし、かつ生成に必要な費用が低い。
【００２２】
本開示の態様は、重量パーセントにおいて以下を含む、鋳造に適したアルミニウム合金組成に関する。
Ｓｉ  ０．１〜０．２５
Ｆｅ  ０．１０以下
Ｃｕ  ２．０〜３．４
Ｍｇ  １．３〜１．８
Ｎｉ  ０．９〜１．２
Ｔｉ  ０．２５以下、並びに
一種以上の分散質形成元素、アルミニウム及び不可避的不純物の残部。
【００２３】
合金は、一実施形態では、０．１〜０．２５ｗｔ．％の量のシリコンを含むことができる。他の実施形態では、合金は、０．１５〜０．２５ｗｔ．％または０．２０〜０．２５ｗｔ．％のシリコンを含むことができる。さらに、合金は、一実施形態では、１．３〜１．８ｗｔ．％の量のマグネシウムを含むことができる。シリコン及びマグネシウム添加によって、合金の強度を増大することができる。
【００２４】
合金は、一実施形態では０．１０ｗｔ．％以下、別の実施形態では０．０８ｗｔ．％以下、さらなる実施形態では０．０６ｗｔ．％以下の量の鉄を含むことができる。下記するように、この鉄含有量の減少によって、合金の高温耐疲労性が改善される。
【００２５】
合金は、一実施形態では２．０〜３．４ｗｔ．％、別の実施形態では２．０〜３．２ｗｔ．％、さらなる実施形態では２．０〜３．０ｗｔ．％の量の銅を含むことができる。銅添加によって、合金の強度を増大することができる。しかしながら、前述のように、合金の耐食性を減少しないように、これらの銅添加は制限される。
【００２６】
合金は、一実施形態では、０．９〜１．２ｗｔ．％の量のニッケルを含むことができる。ニッケル添加によって、合金の強度を増大することができる。
【００２７】
合金は、一実施形態では０．２５ｗｔ．％以下、別の実施形態では０．２０ｗｔ．％以下の量のチタンを含むことができる。さらなる実施形態では、合金は、０．０４〜０．２５ｗｔ．％、０．１０〜０．２５ｗｔ．％、０．０４〜０．２０ｗｔ．％、または０．１０〜０．２０ｗｔ．％の量のチタンを含むことができる。チタンは、一般に、合金におけ
る結晶成長抑制剤として作用し、細粒サイズの達成を援助する。一実施形態では、この目的のために、少なくともいくらかのＴｉを、ＴｉＢ２の形態において及び／または市販のＴｉ−Ｂ結晶成長抑制剤合金（例えば、５：１Ｔｉ−Ｂ）の形態において添加してもよい。下記するように、Ｔｉは、分散質形成元素としても作用し、高温耐クリープ性を合金に付加することができる。
【００２８】
合金は、一実施形態では、一種以上の分散質形成元素をさらに含むことができる。分散質形成元素は、これらに限定されないが、バナジウム、ジルコニウム、マンガン、クロム、スカンジウム、ハフニウム、ニオブ、イットリウム、チタン、及びそれらの組み合わせを含むことができる。そのような分散質形成元素は、さまざまな実施形態において、個別にまたは全体として、最大０．２０ｗｔ．％もしくは最大０．１５ｗｔ．％、または０．０５〜０．２０ｗｔ．％もしくは０．０５〜０．１５ｗｔ．％の量だけ含ませることができる。一実施形態では、合金は、最大０．２０ｗｔ．％もしくは最大０．１５ｗｔ．％、または０．０５〜０．２０ｗｔ．％もしくは０．０５〜０．１５ｗｔ．％の量のバナジウム及び／またはジルコニウムを含むことができる。そのような元素を含有して形成された分散質は、特に、上昇した温度における耐クリープ性を援助し、その上、強度を増大することができる。
【００２９】
合金の残部は、アルミニウム及び不可避的不純物を含む。不可避的不純物は、一実施形態では、その各々が０．０５の最大重量パーセントにおいて存在し、不可避的不純物の最大総重量パーセントは、０．１５であってもよい。さらに、合金は、一実施形態では、不純物として亜鉛を、０．１ｗｔ．％以下の量だけ含むことができる。合金は、別の実施形態では、合金添加物をさらに含むことができる。
【００３０】
合金は、様々な異なる物品の形成に使用することができ、そしてインゴット並びにビレットなどの前駆体生成物、並びに連続または半連続鋳造法及び他の技術などの鋳造技術を含む様々な技術によって生成できる他の中間生成物として初期に生成することができる。さらに、加工を利用して、鋳造品を形成するためにインゴットまたは他の前駆体生成物を溶解及び鋳造することによって生成することができる鋳造品などの、合金を使用した製造品を生成することができる。鋳造品が、一実施形態では、一つ以上の内部空洞もしくは凹部及び／または不均一な断面形状を含む複雑な幾何学形状を有することができ、そして切断、機械加工、他のコンポーネントとの接続、または他の技術などによって、物品の形状または形態を変化させるためにさらに加工できることが理解される。
【００３１】
合金は、特に高温下での合金の耐疲労性を増大できる細粒サイズを有することができる。例えば、合金の粒径は、さまざまな実施形態では、約５０μｍ以下、あるいは、約１００μｍ以下であってもよい。前述のように、粒径を制御するために、チタン（例えば、ＴｉＢ２）添加を利用することができる。製造環境で粒径を監視するために、金属組織学的評価法または熱分析を使用することができる。
【００３２】
一般に、合金は、最大２００℃、さらには２００℃超などの特に高温下において優れた機械的特性を有する。一実施形態では、鋳造合金は、１７５℃または２００℃において少なくとも１０００時間均熱した後、２５０ＭＰａの応力に少なくとも１５００００サイクル耐えることができる。他の実施形態では、鋳造合金は、同一の条件下で、少なくとも２０００００サイクルまたは少なくとも２５００００サイクル耐えることができる。Ｒ＝０．１で非反転の２５０ＭＰａの応力下のサイクルにおける、ディスクの曲げ疲労試験を利用して、前述のような合金の疲労特性を測定することができる。合金の耐疲労性は、ワイブル信頼性解析技術を使用して決定されたＢ１またはＢ１０値を使用しても表すことができる。この技術は、故障率に焦点をあてて、特定の部分の寿命に関連する可能性分布を予測するための、信頼性工学の分野において周知の技術である。Ｂ１値は、母集団の予測信
頼性が９９％であるときの時刻、すなわち、その時刻よりも先に１％が故障するであろう時刻を表す。Ｂ１０値は、母集団の予測信頼性が９０％であるときの時刻、すなわち、その時刻よりも先に１０％が故障するであろう時刻を表す。この解析技術を使用すれば、本明細書に記述したような合金から生成された部分は、特定の実施形態では、１７５℃において１０００時間さらした後、２５０ＭＰａの負荷下において、少なくとも９００００サイクル、少なくとも１１００００サイクル、少なくとも１３００００サイクルのＢ１信頼性を有し、そして２００℃において１０００時間さらした後、少なくとも６００００サイクル、少なくとも８００００サイクル、または少なくとも１０００００サイクルのＢ１信頼性を有することができる。さらに、本明細書に記述したような合金から生成された部分は、特定の実施形態では、１７５℃または２００℃において１０００時間さらした後、２５０ＭＰａの負荷下において、少なくとも１０００００サイクル、少なくとも１２５０００サイクル、または少なくとも１５００００サイクルのＢ１０信頼性を有することができる。その上、業界基準の手順を含む他の試験手順を使用しても合金が疲労強度の増大を示し得ることが理解される。これらの疲労特性が、鋳造、溶体化処理及び時効熱処理（例えば、Ｔ７熱処理）後の合金の性能を示し得ることも理解される。
【００３３】
さらに、合金は、さまざまな実施形態では、１７５℃において少なくとも１０００時間均熱した後、少なくとも３００ＭＰａの引張強度及び／または少なくとも２７５ＭＰａの降伏強度を有し、そして２００℃において少なくとも１０００時間均熱した後、少なくとも２４０ＭＰａの引張強度及び／または少なくとも２１０ＭＰａの降伏強度を有することができる。さらに、合金は、さまざまな実施形態では、室温において、少なくとも３７５ＭＰａもしくは少なくとも４００ＭＰａの引張強度及び／または少なくとも３２５ＭＰａもしくは少なくとも３４０ＭＰａの降伏強度を有することができる。ＡＳＴＭ  Ｂ５５７、ＡＳＴＭ  Ｅ８／８Ｍ及び／もしくはＡＳＴＭ  Ｅ２１、または他の共通の試験基準を使用して、合金の引張特性を決定することができる。これらの引張特性は、鋳造、溶体化熱処理及び時効熱処理（例えば、Ｔ７熱処理）後の合金の性能を示し得ることが理解される。
【００３４】
合金は、例えば、物品を形成するための及び／または所望の特性を達成するための様々な技術のうちの一つ以上を使用して加工することができる。前述のように、そのような加工は、合金の鋳造または種々の技術を使用した合金からの物品の形成を含むことができる。合金の形成に使用できる可能性のある鋳造技術の実施例は、これらに限定されないが、真空補助型の逆圧鋳造、高圧ダイカスト鋳造もしくは他のダイカスト鋳造、重力鋳造、スクイズ鋳造、砂型鋳造、半永久モールド鋳造、及び他の鋳造法を含む。そのような加工は、鋳造合金における孔隙を減少または削減するための、鋳造後の熱間等静圧圧縮成形（ＨＩＰ）も含むことができる。利用することができる一つのＨＩＰ加工は、物品を約１０分間約４７５℃に加熱し、その後約２時間約４９５℃に加熱し、１０３３９０ＭＰａの圧力において行われる。そのような加工は、Ｔ７熱処理などの溶体化処理及び／または時効熱処理も含むことができる。使用することができる一つの溶体化熱処理では、物品を約３時間約４９０℃に加熱し、その後約１７時間約５２５℃に加熱し、その後水中で６０℃〜８０℃に冷やし、水中に３０分間放置し、その後空気乾燥させる。（溶体化熱処理後の）利用することができる一つの人工時効熱処理では、物品を２０時間２００℃に加熱する。さらなる実施形態では、他の鋳造後加工技術を含む他の加工技術を利用することができる。例えば、鋳物素材を、熱処理後に仕上げ加工してもよい。その上、例えば、鍛造技術などの他の技術を利用して、合金を加工及び形成することができる。
【００３５】
合金は、鋳造及び／または加工中に形成される少なくともいくつかのＦｅ含有金属間化合物（例えば、ＦｅＳｉＡｌまたはＦｅ−Ｎｉ金属間化合物）を含む場合がある。これらの金属間化合物は、合金の高温疲労特性に有害な場合がある。一実施形態では、合金は、鋳造、溶体化処理及び時効熱処理（例えば、Ｔ７熱処理）後、このようなＦｅ含有金属間
化合物を限られた量だけ含んでいる。
【００３６】
前述の鋳造法は、前述のような合金から形成されたアルミニウム合金鋳物または鋳造アルミニウム合金製品をもたらすことができる。そのような製品の一実施例に、図１に図示するようなターボチャージャーインペラまたはコンプレッサホイール１０がある。これは、円形プレート１２を備えることができ、このプレート１２は、それに接続され、中心回転シャフト１６から外側に放射状に広がる複数個のブレードまたはフィン１４を有する。前述のように、このインペラ１０は、ブレード１４間に内部空洞または凹部１８が設けられ、あらゆる可能な軸線の全長の少なくとも一部分にわたって不均一な断面形状を有する。合金は、高温下で繰り返し負荷を受ける及び／または潜在的に腐食性の環境条件にさらされる他の物品を含む他の用途にも有用である。多くのそのような用途では、合金を使用して、例えば、鍛造、圧延、押し出し成形、機械加工などの種々の技術によってつくられた部品が主として使用される用途用の鋳造部品を形成することができる。合金から作られたこれらの鋳造部品は、最大２５０ＭＰａの負荷下における、１７５℃または２００℃以上の温度における疲労寿命要件などの、そのような用途における高温疲労要件及び他の物理的特性を満たすことができる。
【００３７】
以下の実施例は、本発明の実施形態によって得ることができる高温機械的性能及び耐食性を含む有益な特性を例証する。
【００３８】
実施例１
機械的特性比較試験を、本明細書に記述したようなＡｌｌｏｙ  Ａ−Ｔ７の実施形態と、ブランクを押し出し成形及び鍛造した標準的な２６１８−Ｔ６、及び３５４．０−Ｔ６鋳造合金とを比較することによって実行した。この実施例におけるＡｌｌｏｙ  Ａ実施形態の化学的性質が、３５４．０を鋳造したもの及び２６１８を鍛造したものの化学的性質とともに、以下の表１に与えられる。
2017503086.tif 000002
【００３９】
Ａｌｌｏｙ  Ａ実施形態Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４及びＡ５のサンプルを、前述のように、鋳造ホイールをＨＩＰ及びＴ７熱処理した後、機械加工によって鋳造コンプレッサホイールから生成した。３５４．０合金のサンプルを、鋳造ホイールをＨＩＰ及びＴ６熱処理した後、機械加工によって鋳造コンプレッサホイールから生成した。２６１８合金のサンプルを、Ｔ６熱処理における加熱処理した鍛造した２６１８コンプレッサホイールブランクから、機械加工によって生成した。引張サンプルは、ＡＳＴＭ  Ｂ５５７に準拠し、疲労試験サンプルは、ディスク状であった。次に、サンプルを、室温（２２℃）、１００℃、１５０℃、１７５℃及び２００℃を含むさまざまな温度に加熱し、３０分間及び１０００時間均熱した。均熱した後、均熱温度において、ＡＳＴＭ  Ｅ２１及びＢ５５７に準拠して、各合金についての引張強度、降伏強度及び伸長の試験を行った。前述の各温度にお
いて、２５０ＭＰａの応力を使用して、前述のように、曲げ疲労試験に従う疲労試験も行った。この試験の結果を図２〜図９に、さらには以下の表２〜４に示す。これらの結果及び以下の解析において使用される用語「Ａｌｌｏｙ  Ａ」は、試験されたすべてのＡｌｌｏｙ  Ａ実施形態、すなわち、Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４及びＡ５から得られた結果の平均を指す。
【表２】
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【表３】
2017503086.tif 000004
【表４】
2017503086.tif 000005
【００４０】
図２〜図５並びに表２及び表３に見られるように、Ａｌｌｏｙ  Ａの引張強度及び降伏強度は、室温および３０分間均熱した後ではすべての温度において、３５４．０合金のそれらにほぼ匹敵し、そして概して、鍛造した２６１８合金よりも低かった。しかしながら、１７５℃以上の温度において１０００時間均熱した後、Ａｌｌｏｙ  Ａの引張強度及び降伏強度は、２６１８合金のそれらにより匹敵し、３５４．０合金のそれらよりもかなり高かった。実際に、２００℃において１０００時間均熱した後では、Ａｌｌｏｙ  Ａの引張強度及び降伏強度は、鍛造した２６１８合金のそれらと同様、さらにはより大きかった。この結果は、Ａｌｌｏｙ  Ａの室温でのより低い強度の故に、そして通常では鍛造合金の機械的特性が鋳造合金のそれを上回るという事実の故に、驚くべきことであった。その上、表４及び図６及び図７に見られるように、引張伸長は、Ａｌｌｏｙ  Ａに相応するものであった。
【００４１】
図８及び図９に見られるように、  Ａｌｌｏｙ  Ａの疲労性能は、１７５℃及び２００
℃の温度において３０分間均熱した後では、鍛造した２６１８合金のそれよりも優れたものであり、かつＡｌｌｏｙ  Ａの疲労性能は、１００℃以上の温度において１０００時間均熱した後では、鍛造した２６１８合金のそれよりも優れていた。実際に、１５０℃超の温度において、Ａｌｌｏｙ  Ａの疲労性能は、鍛造した２６１８合金のそれよりも大いに優れていた。これらの結果も、Ａｌｌｏｙ  Ａの降伏強度が、そのような同じ温度において鍛造した２６１８合金のそれと同様であった故に、かつ通常では鍛造合金の機械的特性が鋳造合金のそれを上回るという事実の故に、驚くべきことであった。Ａｌｌｏｙ  Ａの疲労性能は、すべての温度において、多くの場合にかなりの差をつけて、３５４．０鋳造合金のそれよりも優れていた。
【００４２】
前述の試験の疲労データは、試験された合金についてのＢ１及びＢ１０値を生成するためのワイブル信頼性解析にも使用した。表５及び表６は、記載した温度において１０００時間均熱した後の各試験温度におけるこのデータを含む。
【表５】
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【表６】
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【００４３】
表５及び表６のデータにより、鋳造３５４．０合金及び鍛造した２６１８合金と比較して、Ａｌｌｏｙ  Ａがかなり改善された高温耐疲労性を示すことが立証される。
【００４４】
要約すれば、この試験は、Ａｌｌｏｙ  Ａの高温機械的特性が、３５４．０鋳造合金のそれよりも遥かに優れており、２６１８鍛造合金の特性とほぼ同様、さらにはより優れていることを実証した。特に、試験は、Ａｌｌｏｙ  Ａの耐疲労性が、１５０℃超の温度に長時間さらした後では、３５４．０鋳造合金及び２６１８鍛造合金の両方よりも大いに優れていることを実証した。
【００４５】
特定の理論にとらわれずに、Ａｌｌｏｙ  Ａの耐疲労性の増大をもたらすメカニズムが、鉄含有量の減少の故に、合金中の脆性Ｆｅ含有金属間化合物（例えば、図２１に示したようなＦｅＳｉＡｌまたはＦｅ−Ｎｉ金属間化合物）を減少することが考慮される。鍛造した２６１８合金は、室温においてＦｅ含有金属間化合物に応力を少ししか伝達しない高
強度マトリックスを有し、これが良好な室温性能をもたらす。しかしながら、より高い温度では、マトリックスの軟化によって、より大きな応力が脆性Ｆｅ含有金属間化合物に伝達され、これが破損の原因となり得る。Ａｌｌｏｙ  Ａ中のそのようなＦｅ含有金属間化合物の量を抑制または削減することによって、そのような金属間化合物は、高温下において破損を引き起こさず、よりよい疲労性能を得ることができる。さらに、これらのＦｅ含有金属間化合物の減少または削減によって、合金が、鋳造用途により適したものになる。このタイプの金属間化合物は、鍛造合金における機械的加工によって壊れることがある。しかしながら、鋳造は、通常、機械的な加工をせず、Ａｌｌｏｙ  Ａの形成によって、加工しなくても、良好な機械的特性を得ることができる。
【００４６】
実施例２
腐食比較試験を、Ａｌｌｏｙ  Ａのサンプル（前述の表１におけるＡｌｌｏｙ  Ａ１及びＡ２）と、実施例１において前述したような鍛造した２６１８合金及び３５４．０鋳造合金とを比較することによって実行した。鍛造し、事前に加熱処理した２６１８合金のサンプル、並びに３５４．０合金並びにＡｌｌｏｙ  Ａ１及びＡ２の鋳物から、自動車用コンプレッサホイールを、５軸ＣＮＣミルにおいて機械加工した。コンプレッサホイール鋳物を、前述の実施例１に記述したような熱間等静圧圧縮成形及び熱処理によって加工し、そして次に、加熱処理し、精錬した２６１８材料から生成されたホイールと比較した。コンプレッサホイールを薄く切り（図１０参照）、塩水噴霧室内に吊るした。ブレード断面を、Ｑ−Ｆｏｇ  ＣＴＴ１１００  Ｃｙｃｌｉｃ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｔｅｓｔｅｒを使用し、ＡＳＴＭ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｂ１１７に従い試験した。各合金からのサンプルを、初期に腐食室内に配置し、その後、個別に、１２、２４、４８、７２及び９６時間後に取り出した。次に、ブレードサンプルを、ＡＳＴＭ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｅ３に準拠して、腐食の最も激しい領域を通じて区分し、載置し、磨いた。その後、磨いたサンプルを、倒立金属顕微鏡を使用して評価し、腐食侵襲の深さを記録した。結果を以下の表７に示す。ここで使用される「Ａｌｌｏｙ  Ａ」は、Ａｌｌｏｙ  Ａ１とＡ２との平均を指す。
【表７】
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【００４７】
異なるさらし時間におけるさまざまなサンプルの腐食の例を示す写真を、図１１〜図１３に示す。３５４．０材料は、各継続レベルにおいていくらかの表面腐食を示したが、より深い腐食をもたらす粒間腐食の兆候はなかった。表面腐食は、塩水噴霧室内に置く時間が長くなるにつれて、次第に悪化した。侵襲の領域は、一部の表面において広範囲に及んだ。
【００４８】
２６１８鍛造材料は、各継続レベルにおいて大きな粒間腐食を示した。粒間腐食は、塩水噴霧室内に置く期間が長くなるにつれて、次第に悪化した。侵襲の領域は、一部の表面において広範囲に及んだ。
【００４９】
Ａｌｌｏｙ  Ａのサンプルでは、粒間腐食が少量しか検出されなかった。しかしながら、その侵襲は、３５４．０鋳造合金及び２６１８鍛造合金の両方の腐食侵襲よりも遥かに局部集中していた。そして、Ａｌｌｏｙ  Ａは、粒間腐食に関して、２６１８鍛造材料よりも遥かに深い侵襲を示した。
【００５０】
要約すれば、塩水噴霧腐食試験は、Ａｌｌｏｙ  Ａが、鍛造した２６１８材料と比較して遥かによい耐食性を有することを実証した。特定の理論にとらわれずに、Ａｌｌｏｙ  Ａの腐食性能の改善が、Ａｌｌｏｙ  Ａの鉄及び銅含有量の減少に加えて、２６１８合金のＴ６処理とは異なるＴ７熱処理の利用にも起因することが考慮される。
【００５１】
実施例３
機械的特性比較試験を、実施例１に記述したようなＡｌｌｏｙ  Ａ（表１のＡｌｌｏｙ
Ａ１及びＡ２）のサンプルと、Ｔｉ−Ｂ結晶成長抑制剤合金の添加によるホウ素を含まない類似の合金（表１のＡｌｌｏｙ  Ｂ）とを比較することによって実行した。この試験によって、合金の高温機械的特性に対する粒径の効果を特定した。合金を、コンプレッサホイール鋳物に鋳造し、その後、前述の実施例１に記述したような熱間等静圧圧縮成形及び熱処理によって加工した。次に、前述の実施例１にも記述したように、サンプルを鋳物から切断した。図１４に示すように、Ａｌｌｏｙ  Ａの平均粒径は、おおおよそ５０μｍであり、一方で、Ａｌｌｏｙ  Ｂの平均粒径は、おおよそ１０００μｍであった。次に、サンプルを、室温（２２℃）、１００℃、１５０℃、１７５℃及び２００℃において３０分間均熱し、その後、実施例１において前述した試験を利用して、最大引張強度、降伏強度及び疲労強度について試験した。この試験のいくつかの結果を、図１５及び図１６に要約する。図１５に示すように、両方のサンプルについての引張強度及び降伏強度は、おおよそ同じであった。このことは、粒径が引張強度に少ししか影響を与えないことを示す。高温下（例えば、２００℃）では多少の影響を観察することができる。しかしながら、図１６に示すように、高温疲労強度については、粗粒Ａｌｌｏｙ  Ｂよりも細粒Ａｌｌｏｙ
Ａの方がかなりよかった。サンプルは、金属組織的にも検査し、粗粒Ａｌｌｏｙ  Ｂの粒子境界に沿って発生した疲労破壊が見られた。
【００５２】
要約すれば、本開示の態様によれば、細粒サイズが、合金における高温疲労強度に有意な効果を有することが実証された。特定の理論にとらわれずに、粗粒合金における粒子境界が、疲労破壊の伝播を促進すると考えられる。また、この効果は、特に壁厚が粒径と同じレベルにある場合には、薄い壁の部品において増幅し得ることも考えられる。これは、より小さい粒子は、粒子境界における脆性面（例えば、Ｃｕの面）でより大きく分散し、粒子間の亀裂伝播におけるより複雑かつ困難な経路ももたらすからである。
【００５３】
実施例４
Ａｌｌｏｙ  Ａの機械的特性に及ぼされる鉄含有量の影響を試験するために、０．０６ｗｔ．％、０．４４ｗｔ．％，１．４２ｗｔ．％及び１．８８ｗｔ．％の鉄含有量を有する表１におけるＡｌｌｏｙ  Ａのサンプル６を、前述のように調製した。これらのサンプルの機械的特性（引張強度、降伏強度、伸長及び疲労性能）を前述のように試験した。この試験の結果を図１７〜図２０に示す。図１７及び図１８は、低鉄（０．０６ｗｔ．％）合金がわずかに優れた高温引張強度及び降伏強度を有することを例証している。しかしながら、図１９及び図２０には低鉄合金が優れた高温延性及び極めて優れた高温疲労性能を有することが示例証されている。これは、前述の実施例１に記述した理論をサポートする証拠、すなわち、Ａｌｌｏｙ  Ａの耐疲労性の増大をもたらすメカニズムが、鉄含有量の減少の故に、合金中の脆性Ｆｅ含有金属間化合物が減少するという証拠を与える。
【００５４】
次に、サンプルを、いろいろな鉄含有量を有する前述のＡ６合金の鋳物から切断し、サンプルの走査型電子顕微鏡写真を生成した。種々の鉄含有量を持つサンプルのすべてにつ
いてのこれらの顕微鏡写真を図２１に示す。図面中では、Ｆｅ含有金属間化合物の位置をマーキングで特定する。図２１を見てわかるように、Ｆｅ含有金属間化合物の量は、より高いＦｅ合金において増大する。このことは、より高い量のＦｅ含有金属間化合物の方が、結果として高温耐疲労性に劣るという理論もサポートする。
【００５５】
本明細書に記述した実施形態は、高温用途用の既存の鋳造及び鍛造アルミニウム合金を上回る利点を含む、既存の合金、鋳造及び加工を上回る利点をもたらすことができる。例えば、本明細書に記述した合金の実施形態は、高温循環用途に一般に使用される２６１８−Ｔ６などの鍛造合金と比較して、同等のまたはより優れた高温機械的特性に加えて、そのような鍛造合金と比較してより優れた耐食性ももたらすことができる。この結果は、鍛造コンポーネントが、通常、機械的特性に関して鋳造合金に勝ると期待されているため、特に驚くべきことである。鋳造合金として本明細書に記述した合金は、鍛造技術によって同じコンポーネントを生成するのに比べて、かなり低費用で鋳造製品を生成するのにも使用できる。別の実施例として、本明細書に記述した合金は、３５４．０−Ｔ６などの代表的な鋳造合金と比較して、大いに増強した高温機械的特性をもたらすことができる。さらなる実施例として、本明細書に記述した合金は、より高いＣｕ及びＦｅ含有量を有する鋳造合金と比べて少なくともより優れた耐食性に加えて、そのような合金と比べて増強した高温機械的特性ももたらすことができる。他の利益及び利点が、当業者によって認識され得る。
【００５６】
本発明を、本発明を実施するのに現在好ましい態様を含む特定の実施例に関して記述したが、当業者であれば、前述のシステム及び方法に対して数々の変更及び置換が存在することを認識するであろう。それ故に、本発明の精神及び範囲は、添付の特許請求の範囲に説明されるように広範に解釈されるべきである。本明細書内のすべての組成は、特に断りのない限り、重量パーセントで表される。本明細書内に記述したすべての範囲及び組成式が、特定の実施形態にリストされた正確な数値を超えた変化値を含み得、そして「約」という用語が、特許請求の範囲においてそのような変化値を意味するように利用され得ることが理解される。本明細書内に列挙した組成が、本明細書に論じた合金化元素の組み合わせを含み得る、それらからなり得る、または実質的にそれらからなり得ることも理解される。
【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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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１Ａ】
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【図２１Ｂ】
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【図２１Ｃ】
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【図２１Ｄ】
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【国際調査報告】
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