铝合金锻造材及其制造方法专利检索-铝粒其他金属加工专利检索查询-专利查询网

铝 合金 锻造材及其制造方法

阅读：807发布：2022-08-13

专利汇可以提供铝合金锻造材及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明提供高温特性(在高温环境下的疲劳强度)优异的铝合金锻造材。本发明的铝合金锻造材的特征在于，其是将含有Cu：3.0～8.0 质量％、Mg：0.01～2.0质量％、Ag：0.05～1.0质量％、Mn：0.05～1.5质量％且余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行锻造而形成的铝合金锻造材，其平均晶粒直径为500μm以下、晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下。，下面是铝合金锻造材及其制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种铝合金锻造材，其特征在于，其是将含有Cu：3.0～8.0质量％、Mg：0.01～2.0质量％、Ag：0.05～1.0质量％、Mn：0.05～1.5质量％、Zn：0.01～0.40质量％、Si：0.01～1.00质量％、V：0.01～0.15质量％、Cr：0.01～0.1质量％、Zr：0.01～0.50质量％、Sc：0.01～
1.00质量％和Ti：0.01～0.20质量％，且余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行锻造而形成的铝合金锻造材，其平均晶粒直径为500μm以下，晶粒直径比即长轴/短轴为10以下。
2.一种铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，其包括：
铸造工序，将由权利要求1所示的组成构成的铝合金熔解并铸造成铸造材；
均质化热处理工序，在500～545℃的保持温度对所述铸造材进行均质化热处理；
热锻工序，在180℃以上且小于280℃的锻造温度对进行了所述均质化热处理的铸造材进行锻造比为1.5以上的热锻；
固溶处理工序，在510～545℃的保持温度对进行了所述热锻的锻造材进行固溶处理；
淬火处理工序，以400～290℃之间的平均冷却速度为10℃/分钟以上且小于30000℃/分钟的条件对进行了所述固溶处理的锻造材进行淬火处理；以及
人工时效硬化处理工序，对进行了所述淬火处理的锻造材进行人工时效硬化处理。
3.根据权利要求2所述的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，所述热锻至少依次对所述铸造材的不同的两个面进行锻造。
4.根据权利要求2所述的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，所述热锻依次对所述铸造材的不同的三个面进行锻造。
5.根据权利要求2～4中任一项所述的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，在所述热锻工序和所述固溶处理工序之间包括在180℃以上且小于280℃的模锻温度对所述锻造材进行模锻的模锻工序。

说明书全文

铝 合金 锻造材及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及在高速下进行旋转或滑动的高速运动构件用铝合金锻造材及其制造方法。

背景技术

[0002] 铝具有低密度且高强度、加工容易这样的特性。将这些特性活用，在轻量且要求强度、加工特性的铁道车辆、汽车、船舶等运输机械、各种机械构件、引擎构件等中使用铝合金锻造材。具体来说，例如在发电机、压缩机等旋转转子(小型叶片)、旋转叶轮(大型叶片)、引擎的活塞等在高速下旋转或滑动的高速运动构件中使用铝合金锻造材。

[0003] 对于用于这些用途的高速运动构件，在大于100℃的高温使用环境、进行旋转和/或滑动这样的构件的性质方面要求高温特性(耐热性和高温屈服强度)。与为了回应该要求而开发的铝合金、铝合金锻造材有关的发明公开在例如专利文献1～6中。

[0004] 专利文献1中公开了一种高温特性优异的铝合金锻造材的制造方法，其特征在于，其是含有Cu：4.0～7.0质量％、Mg：0.2～0.4质量％、Ag：0.05～0.7质量％且余量由铝和不可避免的杂质构成的铝合金锻造材的制造方法，其具有如下特性：将由该组成构成的铸造材在500～545℃的温度进行均质化热处理后，在280～360℃的温度进行热锻，之后在510～545℃的温度进行溶体化和淬火处理，实施人工时效硬化处理后，此时的铝合金锻造材在室温的屈服强度为400MPa以上。

[0005] 专利文献2中公开了一种高温疲劳强度优异的铝合金锻造材，其特征在于，其是含有Cu：4.0～7.0质量％、Mg：0.2～0.4质量％、Ag：0.05～0.7质量％、V：0.05～0.15质量％且余量由铝和不可避免的杂质构成的铝合金锻造材，锻造材组织中的Al-V系析出物的分布密度为1.5个/(μm)3以上。

[0006] 专利文献3中公开了一种高速运动构件用铝合金冷锻材，其特征在于，其是包含Cu：1.5～7.0质量％、Mg：0.01～2.0质量％且余量由铝和不可避免的杂质构成的铝合金冷锻材，其由微观组织具有θ’相和/或Ω相且晶粒直径为500μm以下的等轴再结晶晶粒构成，该等轴再结晶晶粒的组织中以相互紧贴的形态集合体化的1μm以下的微细再结晶晶粒的面积率为10％以下，1000小时蠕变破裂强度为250N/mm2以上且高温屈服强度为280N/mm2以上。

[0007] 专利文献4中公开了一种韧性优异的延展加工用耐热铝合金，其特征在于，含有Cu 5.1～6.5％(mass％，下同)、Mg 0.10～0.7％、Ag 0.10～1.0％、Mn 0.10～0.50％、Ti 0.22～0.50％，而且Mn量与Ti量之比Mn/Ti位于0.5～2.5的范围内，余量由Al和不可避免的杂质构成。

[0008] 专利文献5中公开了一种耐热性优异的铝合金锻造材，其特征在于，含有Cu 5.1～6.5％(mass％，下同)、Mg 0.30～0.70％、Ag 0.10～1.0％、Mn 0.10～0.50％、Cr 0.07～
0.11％、Ti 0.06～0.30％且余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金在200℃、160MPa下的蠕变破裂寿命为500小时以上。

[0009] 专利文献6中公开了一种高温特性优异的铝合金，其特征在于，含有Si：大于0.1质量％且1.0质量％以下、Cu：3.0质量％以上且7.0质量％以下、Mn：0.05质量％以上且1.5质量％以下、Mg：0.01质量％以上且2.0质量％以下、Ti：0.01质量％以上且0.10质量％以下、Ag：0.05质量％以上且1.0质量％以下，并且Zr限制在小于0.1质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。

[0010] 现有技术文献

[0011] 专利文献

[0012] 专利文献1：日本专利第4088546号公报

[0013] 专利文献2：日本专利第4058398号公报

[0014] 专利文献3：日本专利第3997009号公报

[0015] 专利文献4：日本专利第4676906号公报

[0016] 专利文献5：日本特开2013-142168号公报

[0017] 专利文献6：日本特开2013-14835号公报

发明内容

[0018] 发明要解决的问题

[0019] 近年，对于旋转转子、旋转叶轮等，在高温环境下的稳定性、材料特性的性能改善正在提高。虽然上述专利文献1、3～6中公开的发明是回应上述要求而得到的，但对于提高在高温环境下的疲劳强度尚未进行任何研究。因此，专利文献1、3～6中公开的发明存在无法实现使在高温环境下的疲劳强度提高的铝合金锻造材这样的问题。

[0020] 专利文献2中公开的发明以V为必要成分，通过使Al-V系析出物这样的特殊的析出物以特定的分布密度析出，由此使在高温环境下的疲劳强度提高。然而，要求进一步提高在高温环境下的疲劳强度。

[0021] 本发明是鉴于这样的情况而完成的，课题在于提供高温特性(在高温环境下的疲劳强度)优异的铝合金锻造材及其制造方法。

[0022] 用于解决问题的手段

[0023] 解决上述课题的本发明的铝合金锻造材的特征在于，其是将含有Cu：3.0～8.0质量％、Mg：0.01～2.0质量％、Ag：0.05～1.0质量％、Mn：0.05～1.5质量％且余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行锻造而形成的铝合金锻造材，其平均晶粒直径为500μm以下，晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下。

[0024] 本发明的铝合金锻造材中，上述铝合金可以含有选自Zn：0.01～0.40质量％、Si：0.01～1.00质量％、V：0.01～0.15质量％、Cr：0.01～0.30质量％、Zr：0.01～0.50质量％、Sc：0.01～1.00质量％和Ti：0.01～0.20质量％中的一种或两种以上的元素。

[0025] 另外，解决上述课题的本发明的铝合金锻造材的制造方法的特征在于，其包括：铸造工序，将由上述组成构成的铝合金熔解并铸造成铸造材；均质化热处理工序，在500～545℃的保持温度对上述铸造材进行均质化热处理；热锻工序，在180～360℃的锻造温度对进行了上述均质化热处理的铸造材进行锻造比为1.5以上的热锻；固溶处理工序，在510～545℃的保持温度对进行了上述热锻的锻造材进行固溶处理；淬火处理工序，以400～290℃之间的平均冷却速度为10℃/分钟以上且小于30000℃/分钟的条件对进行了上述固溶处理的锻造材进行淬火处理；以及人工时效硬化处理工序，对进行了上述淬火处理的锻造材进行人工时效硬化处理。

[0026] 本发明的铝合金锻造材的制造方法中，优选上述热锻至少依次对上述铸造材的不同的两个面进行锻造。

[0027] 本发明的铝合金锻造材的制造方法中，优选上述热锻依次对上述铸造材的不同的三个面进行锻造。

[0028] 本发明的铝合金锻造材的制造方法中，优选将上述锻造温度设为180℃以上且小于280℃。

[0029] 本发明的铝合金锻造材的制造方法可以在上述热锻工序和上述固溶处理工序之间包括在180～360℃的模锻温度对上述锻造材进行模锻的模锻工序。

[0030] 本发明的铝合金锻造材的制造方法中，优选将上述模锻温度设为180℃以上且小于280℃。

[0031] 发明效果

[0032] 本发明的铝合金锻造材的高温特性(在高温环境下的疲劳强度)优异。

[0033] 本发明的铝合金锻造材的制造方法可以制造高温特性(在高温环境下的疲劳强度)优异的铝合金锻造材。附图说明

[0034] 图1是对本发明的一个实施方式的铝合金锻造材的制造方法的内容进行说明的流程图。

[0035] 图2是对计算平均晶粒直径和晶粒直径比(长轴/短轴)时的方法进行说明的说明图。

[0036] 图3是对计算平均晶粒直径和晶粒直径比(长轴/短轴)时的方法进行说明的说明图。

具体实施方式

[0037] 以下，适当参考附图，对用于实施本发明的铝合金锻造材及其制造方法的方式(实施方式)进行详细说明。

[0038] [铝合金锻造材]

[0039] 本发明的一个实施方式的铝合金锻造材(以下称作Al锻造材)是将含有Cu：3.0～8.0质量％、Mg：0.01～2.0质量％、Ag：0.05～1.0质量％、Mn：0.05～1.5质量％且余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金进行锻造而形成的。本实施方式的Al锻造材的平均晶粒直径为500μm以下、晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下。

[0040] 该Al锻造材相当于在后述的热锻工序S3结束后进行了固溶处理工序S5至人工时效硬化处理工序S8的Al锻造材(参见图1)、以及在热锻工序S3结束后进行模锻工序S4，随后进行了固溶处理工序S5至人工时效硬化处理工序S8的Al锻造材(同样参见图1)。在任一情况下，冷压(加工)工序S7均可以可选地进行，这在后文中有描述。本发明的Al锻造材的平均晶粒直径和晶粒直径比尽管也受成分的影响，但基本取决于在热锻工序S3和/或模锻工序S4的锻造条件下被赋予的材料内部的应变状态，通过进行固溶处理工序S5，由此以组织的形态、即平均晶粒直径和晶粒直径比呈现。通过固溶处理工序S5所呈现的平均晶粒直径和晶粒直径比基本上不会随之后的处理而变化，另外，由所呈现的平均晶粒直径和晶粒直径比得到的效果也基本上不发生变化。因此，对于平均晶粒和晶粒直径比的计算而言，即使在固溶处理工序S5后进行淬火处理工序S6、人工时效硬化处理工序S8，也可以测定。

[0041] 需要说明的是，本实施方式的Al锻造材中，铝合金可以含有选自Zn：0.01～0.40质量％、Si：0.01～1.00质量％、V：0.01～0.15质量％、Cr：0.01～0.30质量％、Zr：0.01～0.50质量％、Sc：0.01～1.00质量％和Ti：0.01～0.20质量％中的一种或两种以上的元素。

[0042] 以下，对合金成分和晶粒的性状分别进行说明。

[0043] <合金成分>(Cu)

[0044] Cu是本实施方式的Al锻造材的基础成分。Cu能够通过固溶强化和析出强化双方的作用，而主要使Al锻造材在常温环境下的蠕变特性、在高温环境下的蠕变特性和高温屈服强度(在高温环境下的疲劳强度)提高。更具体而言，Cu在高温的人工时效硬化处理时使θ’相、Ω相在Al合金的(100)面、(111)面微细且高密度地析出，使人工时效硬化处理后的Al锻造材的强度提高。该效果在Cu的含量为3.0质量％以上、更优选为4.0质量％以上时得以发挥。Cu的含量小于3.0质量％时，上述效果小，Al锻造材在常温环境下和高温环境下无法获得充分的蠕变特性和高温屈服强度。另一方面，若Cu的含量大于8.0质量％，则强度变得过高，Al锻造材的锻造性下降。

[0045] 因此，Cu的含量为3.0～8.0质量％、优选为4.0～7.0质量％、更优选为4.5～7.0质量％。

[0046] 需要说明的是，本说明书中，常温是指室温左右、具体的是指约25℃的程度，高温是指约100℃以上的温度。

[0047] (Mg)

[0048] Mg与Cu同样，能够通过固溶强化和析出强化双方的作用，而主要使Al锻造材在高温环境下的蠕变特性、常温屈服强度和高温屈服强度提高。更具体而言，Mg与Cu同样，在高温的人工时效硬化处理时使θ’相、Ω相在Al合金的(100)面、(111)面微细且高密度地析出，使人工时效硬化处理后的Al锻造材的强度提高。该效果在Mg的含量为0.01质量％以上时得以发挥。Mg的含量小于0.01质量％时，上述效果小，Al锻造材在高温环境下无法获得充分的蠕变特性、常温屈服强度和高温屈服强度。另一方面，若Mg的含量大于2.0质量％，则强度变得过高，Al锻造材的锻造性下降。

[0049] 因此，Mg的含量为0.01～2.0质量％、优选为0.01～1.5质量％、更优选为0.01～1.0质量％。

[0050] (Ag)

[0051] Ag在Al锻造材中能够使形成微细且均匀的Ω相且不存在析出相的区域(PFZ；solute-depleted Precipitate Free Zone)的宽度极为狭窄。因此，Ag能够使Al锻造材的常温强度、高温强度和高温蠕变特性提高。Ag的含量小于0.05质量％时该效果小。另一方面，即使Ag的含量大于1.0质量％，其效果也饱和。

[0052] 因此，Ag的含量为0.05～1.0质量％、优选为0.05～0.7质量％。

[0053] (Mn)

[0054] Mn使Al锻造材的微观组织发生纤维组织化，从而使常温强度和高温强度提高。并且，Mn在均质化热处理时使作为热稳定的化合物的Al-Mn系分散粒子在Al合金基体中析出。作为该分散粒子，可以举出Al20Cu2Mn3。该分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，因此对防止晶粒粗大化有效。Mn的含量小于0.05质量％时，使常温强度和高温强度提高的效果、防止晶粒粗大化的效果小。另一方面，若Mn的含量大于1.5质量％，则熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物，成为Al锻造材的成形不良和破坏的原因。

[0055] 因此，Mn的含量为0.05～1.5质量％、优选为0.05～1.0质量％、更优选为0.05～0.8质量％。

[0056] (余量)

[0057] 余量为Al和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Ni、Fe等。对于不可避免的杂质而言，只要这些元素合计为0.15质量％左右以下就不影响本发明的效果，因此这种程度的含量可以允许。

[0058] (Zn)

[0059] Zn由于形成Mg-Zn系的微细化合物，因而能够使强度提高。Zn的含量小于0.01质量％时没有显著效果。另一方面，若Zn的含量大于0.40质量％，则产生耐蚀性的下降。

[0060] 因此，Zn的含量优选为0.01～0.40质量％、更优选为0.10～0.30质量％。

[0061] (Si)

[0062] Si有提高Al锻造材的强度的作用。通过添加Si，对提高强度有效的析出物趋于增加。另外，通过添加Si，对抑制Al合金内的位错环有效。因此，Si的添加对析出相的微细化、均匀析出有效。Si的含量小于0.01质量％时，这些效果小。另一方面，若Si的含量大于1.0质量％，则产生粗大的金属间化合物，成为进行旋转转子、旋转叶轮、活塞等高速运动构件的模锻时的成形不良、金属疲劳强度的下降、破坏的原因。

[0063] 因此，Si的含量优选为0.01～1.00质量％、更优选为0.01～0.60质量％。

[0064] (V)

[0065] V能够以Al-V系化合物的形式在Al合金基体中析出，从而使在高温环境下的疲劳强度提高。另外，V在均质化热处理时也使Al合金基体中析出作为热稳定的化合物的Al-V系分散粒子。该分散粒子有妨碍结晶后的晶界移动的作用，因此对防止晶粒粗大化有效。

[0066] 借助该效果，V能够使Al锻造材的微观组织发生纤维组织化，从而提高常温强度和高温强度、尤其在高温环境下的疲劳强度。并且，使稳定相粗大地析出的作用与Zr、Cr、Mn相比较小，因此使常温强度、高温强度以及在高温环境下的疲劳强度提高，因而更优选。

[0067] 由此，出于更可靠地保证确保Al锻造材的高温特性的目的而使晶粒直径微细化至500μm以下，因此V的含量优选选择性地含有达0.01～0.15质量％。V的含量小于0.01质量％时，这些效果小。另一方面，若V的含量大于0.15质量％，则熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物，成为Al锻造材的成形不良和破坏的原因。

[0068] 因此，V的含量优选为0.01～0.15质量％、更优选为0.01～0.10质量％。

[0069] (Cr)

[0070] Cr与V同样，在均质化热处理时，在Al锻造材的组织中使作为热稳定的化合物的Al-Cr系分散粒子析出。该分散粒子有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，对防止晶粒的粗大化有效。Cr的含量小于0.01质量％时，防止晶粒的粗大化的效果小。另一方面，若Cr的含量大于0.30质量％，则在熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物，成为Al锻造材的成形不良和破坏的原因。

[0071] 因此，Cr的含量优选为0.01～0.30质量％、更优选为0.01～0.15质量％。

[0072] (Zr)(Sc)

[0073] Zr和Sc在均质化热处理时，使作为热稳定的化合物的Al-Zr系分散粒子和Al-Sc系分散粒子分别在Al锻造材的组织中析出。这些分散粒子有妨碍再结晶后的晶界移动的作用，因此对防止晶粒的粗大化有效。若Zr的含量小于0.01质量％或Sc的含量小于0.01质量％，则防止晶粒的粗大化的效果小。另一方面，若Zr的含量大于0.50质量％或Sc的含量大于1.00质量％，则在熔解铸造时容易生成粗大的不熔性金属间化合物，成为Al锻造材的成形不良的原因。

[0074] 因此，含有Zr和Sc的情况下，Zr的含量优选为0.01～0.50质量％，Sc的含量优选为0.01～1.00质量％。

[0075] (Ti)

[0076] Ti具有使铸造时的晶粒微细化的效果。Ti的含量小于0.01质量％时该效果小。另一方面，若Ti的含量大于0.20质量％时，形成粗大的金属间化合物。并且，该金属间化合物在成形加工时成为Al锻造材的破坏的起点，因此若添加大于0.20质量％，则Al锻造材的成形性下降。

[0077] 因此，Ti的含量为0.01～0.20质量％。

[0078] (Fe)

[0079] Fe通常作为不可避免的杂质混入。但是，其是从废料等混入的元素，还具有提高Al锻造材的高温特性的效果，因而含量可以到0.15质量％为止。若Fe的含量大于0.15质量％，则生成不熔性金属间化合物，容易成为成形不良和破坏的原因。

[0080] (平均晶粒直径和晶粒直径比(长轴/短轴))

[0081] 本发明的Al锻造材的平均晶粒直径和晶粒直径比尽管如上所述也受成分的影响，但基本取决于在热锻工序S3、模锻工序S4的锻造条件下赋予的材料内部的应变状态，通过进行固溶处理工序S5而以组织的形态呈现。也就是说，平均晶粒直径和晶粒直径比能够通过在后述的锻造条件下进行热锻工序S3和/或模锻工序S4来进行控制。

[0082] 平均晶粒直径可以如下算出。首先，如图2所示，以约15mm×15mm×10～20mm的尺寸从产品或试验材裁切测定部位的样品，埋入树脂。并且，对进行埋入树脂后的样品的一个面进行研磨后进行电解蚀刻，通过光学显微镜进行照片拍摄。照片拍摄时的倍率可以与晶粒直径的尺寸相应地进行任意调整。

[0083] 晶粒直径的测定能够通过所谓的切片法进行。也就是说，晶粒直径的测定例如如图3所示，在光学显微镜照片的纵向和横向分别均等地各划出3根线(图3的a1～a3、b1～b3)，测定每根所通过的晶界的数量。晶粒直径根据照片的倍率、尺寸和晶界的数量来计算。用三张照片进行一系列的测定，根据纵9根(即3根×3张)、横9根(即3根×3张)的测定，得到纵横分别N＝9的晶粒直径，按照纵、横分别计算晶粒直径的平均，得到纵、横各自的平均晶粒直径。并且，本发明中，进一步将纵、横各自的平均晶粒直径加和后算出其平均，由此作为平均晶粒直径。

[0084] 另外，晶粒直径比(长轴/短轴)可以如下得到：使用纵、横各自的晶粒直径的平均值，将较大的晶粒直径作为长轴、较小的作为短轴，算出晶粒直径比。

[0085] 本发明人进行了各种研究，结果发现，通过使平均晶粒直径为500μm以下且使晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下，由此在高温环境下的疲劳强度提高。若平均晶粒直径大于500μm，则不仅容易产生成为疲劳破坏的原因的初期裂纹，而且裂纹的进展也变快，不能实现提高在高温环境下的疲劳强度。另外，若晶粒直径比(长轴/短轴)大于10，则结晶的取向性受到影响，在高温环境下的疲劳强度、蠕变特性、材料强度等材料特性的各向异性变大，不能制造均质的产品。根据这些研究，将平均晶粒直径设为500μm以下且将晶粒直径比(长轴/短轴)设为10以下。晶粒直径比优选为7以下、更优选为5以下。

[0086] 通过使平均晶粒直径为500μm以下且使晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下，由此没有在混合晶粒组织中可看到的粒径为1μm以下的微细晶粒集合体化后的集团、数mm～数cm左右的粗大的再结晶晶粒或者残留的铸锭组织，在高温环境下的疲劳强度良好，能够兼具蠕变特性等高温特性和被削性。需要说明的是，Al锻造材中的优选的晶粒组织不一定是指100％仅为上述的一定尺寸的晶粒的组织，只要是不会使在高温环境下的疲劳强度、被削性、蠕变特性等高温特性下降的范围，就允许混入铸造组织、混合晶粒组织。

[0087] 例如，即使粒径为1μm以下的微细晶粒是单个晶粒分别分散存在，也不会使在高温环境下的疲劳强度、蠕变特性等高温特性下降。然而，其以相互紧贴的形态集团化乃至集合体化的情况下，会使被削性、高温特性下降。因此，由这一点出发，优选固溶处理后的微观组织中集合体化了的1μm以下的微细晶粒的面积率为10％以下。

[0088] 另外，例如即使晶粒直径比大于10的晶粒分别分散，也不会使在高温环境下的疲劳强度、蠕变特性等高温特性下降。然而，其以相互紧贴的形态集团化乃至集合体化的情况下，会使被削性、高温特性下降。因此，由这一点出发，优选固溶处理后的微观组织中集合体化了的晶粒直径比大于10的晶粒的面积率为10％以下。

[0089] [铝合金锻造材的制造方法]

[0090] 接着，参照图1，对本发明的一个实施方式的Al锻造材的制造方法进行说明。

[0091] 如图1所示，本实施方式的Al锻造材的制造方法包括铸造工序S1、均质化热处理工序S2、热锻工序S3、固溶处理工序S5、淬火处理工序S6和人工时效硬化处理工序S8，通过依次进行这些工序，可以制造上述Al锻造材。

[0092] 需要说明的是，本制造方法中可以根据需要在热锻工序S3和固溶处理工序S5之间包括模锻工序S4。如上所述，进行模锻工序S4后的锻造材也是本发明的Al锻造材。

[0093] 另外，可以根据需要在淬火处理工序S6后包括冷压(加工)工序S7。

[0094] 此外，后述的T6调质、T61调质可以利用固溶处理工序S5、淬火处理工序S6和人工时效硬化处理工序S8来进行。

[0095] 此外，T652调质可以利用固溶处理工序S5、淬火处理工序S6、冷压(加工)工序S7和人工时效硬化处理工序S8来进行。需要说明的是，这些调质可以按照所制造的构件的尺寸、用途来适当选择。

[0096] 需要说明的是，本说明书中，作为调质的具体例，举出T6调质、T61调质和T652调质进行说明，但不限于此，即使是进行这些以外的调质后的锻造材也包括在本发明中。

[0097] (铸造工序)

[0098] 铸造工序S1是将具有上述组成的Al合金熔解并铸造成铸造材的工序。铸造方法没有特别限定，使用以往公知的方法即可。例如，能够通过从连续铸造轧制法、半连续铸造法(DC铸造法)等通常的熔解铸造法中适当选择的铸造方法，使用熔解调整至本发明的成分范围内的Al合金熔液铸造成铸锭。

[0099] (均质化热处理工序)

[0100] 均质化热处理工序S2优选在500～545℃的保持温度且不发生共晶熔融的温度范围内尽可能地在高温下进行。另外，对于均质化热处理的时间而言，能够根据适合于成分、铸锭尺寸、制造的时间等，对可有效进行金属间化合物向母材中的熔解、扩散的时间进行适当设定。均质化热处理的时间例如优选为进行8～100小时。通过这样的条件，由此有效地进行金属间化合物向母材中的熔解、扩散。其结果，能够缩小金属间化合物的尺寸。需要说明的是，根据金属间化合物的种类而将均质化热处理分为至少两阶段进行的多阶段的均质化热处理方法作为用于在不发生共晶熔融的条件下缩小金属间化合物的方法而更有效。

[0101] 该多阶段的均质化热处理方法通过与金属间化合物的种类对应地设定适当的条件(升温速度、均质化温度、处理时间)来进行。例如，作为对各金属间化合物的适当热处理，通过在均质化热处理的温度范围内(500～545℃)的较低温下进行热处理来使金属间化合物充分熔解、扩散。接着，通过在均质化热处理的温度范围内的较高温下进行热处理来缩小金属间化合物。这样的在多阶段中调整温度的均质化热处理是有效的。

[0102] 另外，作为可得到与该多阶段的均质化热处理方法同样的效果的方法，有使到达均质化热处理温度的速度为较低速并在金属间化合物不发生共晶熔融的温度范围中进行升温的方法。该方法也可以与上述的多阶段的均质化热处理组合进行。需要说明的是，此时的升温速度需要根据金属间化合物的种类、尺寸、量等进行适当设定。

[0103] 这些均质化热处理方法能够防止金属间化合物的共晶熔融并且缩小金属间化合物的尺寸。由于金属间化合物变小，以金属间化合物为起点的疲劳破坏被抑制，在高温环境下的疲劳强度提高。另外，通过均质化热处理，金属间化合物中含有的各元素向母材中均匀扩散，由此能够通过固溶强化和析出强化提高母材的强度。同时，还可以进一步使Al合金的伸长率、冲击值和在高温环境下的疲劳强度提高。

[0104] 另外，通过进行均质化热处理，由此进行因凝固而产生的微观偏析的均质化、过饱和固溶元素的析出、介稳相向平衡相的转化。均质化热处理的温度小于500℃时，铸锭的结晶物等金属间化合物不固溶，均质化变得不充分。另一方面，若均质化热处理的温度大于545℃，则发生过烧的可能性提高。因此，均质化热处理的温度为500～545℃的范围。

[0105] 进行多阶段的均质化热处理的情况下，需要像上述那样与金属间化合物的种类对应地设定热处理条件。另外，进行以较低速度升温的均质化热处理的情况下，也同样需要与金属间化合物的种类对应地设定热处理条件。

[0106] (热锻工序)

[0107] 热锻工序S3是在180～360℃的锻造温度对进行了均质化热处理的铸造材进行锻造比为1.5以上的热锻的工序。通过该热锻工序S3和后述的模锻工序S4的锻造条件(锻造温度、锻造速度、材料的锻造方向等)，对材料内部赋予应变。下一工序的固溶处理工序S5中得到的晶粒直径、晶粒直径比基本取决于该应变的集中程度(方向、密度等)。需要说明的是，这些锻造工序中，晶粒直径仅是铸造材的晶粒发生了变形，在此时确认的晶粒直径几乎未被反映在最终的晶粒直径中(但是，若铸造材中的晶粒直径小，则固溶处理工序后的晶粒直径也趋于小。)。若在后述的固溶处理工序S5中被置于高温环境下，则在这些锻造工序中被导入材料中的材料内部的应变被释放，形成新的晶粒。

[0108] 为了实现提高Al合金的特性、尤其在高温环境下的疲劳强度，热锻的温度条件与后述的锻造比均是重要的。即，热锻的温度条件对于控制Al合金的固溶处理工序S5后的晶粒直径、晶粒形状而言是重要的。通过使热锻时的锻造温度为180～360℃，能够控制晶粒直径和晶粒的形状，并且能够稳定地制造Al锻造材。热锻的锻造温度小于180℃时，在热锻时Al合金容易产生破裂，锻造加工本身是困难的。另一方面，若热锻的锻造温度大于360℃，则Al合金的组织中容易产生粗大晶粒。因此，Al锻造材的高温特性下降，不能制造高温特性优异的Al锻造材。因此，热锻时的锻造温度设为180～360℃。热锻时的锻造温度优选设为180℃以上且小于280℃。

[0109] 另外，若偏向一个方向进行锻造，则应变的集聚偏向一个方向，尤其固溶处理工序S5后的晶粒形状沿长轴侧被拉伸，晶粒直径比有时大于10。若变成这样，则Al锻造材的高温特性下降，不能制造高温特性优异的Al锻造材。为了将晶粒直径比控制在10以下，抑制应变集聚的偏向的锻造方法是有效的，两个方向以上的锻造(即，两面锻造以上)是有效的。

[0110] Al合金在固溶处理后的微观组织受热锻的锻造比的大幅影响。因此，为了将Al锻造材的固溶处理后的微观组织控制成本发明所示的晶粒直径和晶粒的形状，将锻造比设为1.5以上。若锻造比小于1.5，则Al合金的组织容易形成混合晶粒。另外，锻造的方向不仅是一个方向，至少在不同的两个方向(有时也称作两面锻造)、优选为三个方向(有时也称作三面锻造)以上进行，优选各方向上的锻造比为1.5以上。在此，对两面锻造、三面锻造进行说明。

[0111] 进行两面锻造、三面锻造的铸造材可以是长方体、立方体、圆柱体等。需要说明的是，为长方体、立方体的情况下，可以在热锻前进行预锻或进行切削，由此形成。

[0112] 例如，长方体的铸造材的情况下，具有A面、与该A面垂直的B面、以及与该A面和B面垂直的C面。即，铸造材以A面作为上表面时，由A面、与该A面相对的面(下表面)、侧面B、与该侧面B相对的面、C面、以及与该C面相对的面这六面构成。

[0113] 例如，对B面和C面这两面进行锻造，使得A面的面积达到1/2(A面的锻造比为2S)。接着，对A面和C面这两面进行锻造，使得B面的面积达到1/2(B面的锻造比为2S)。将至此为止的锻造称作两面锻造。

[0114] 并且，对A面和B面这两面进行锻造，使得C面的面积达到1/2(C面的锻造比为2S)。将至此为止的锻造称作三面锻造。

[0115] 本发明中，可以将两面锻造或三面锻造设成一次，还可以进行一次以上两面锻造或三面锻造。锻造的上限没有特别规定，根据所期望的锻造材的尺寸来决定即可。需要说明的是，在进行一次或多次两面锻造或三面锻造后，可以进行一次或两次任意面的锻造(即，也可以为四面锻造、五面锻造、六面锻造、七面锻造、八面锻造)，这自不必言。

[0116] 如此，通过对铸造材的至少两面进行锻造，能够增大材料强度或消除晶粒的取向性(可以使之均匀)，因而能够提高在高温环境下的疲劳强度。

[0117] (模锻工序)

[0118] 模锻工序S4是可以在热锻工序S3和固溶处理工序S5之间进行的可选工序，是将锻造材在180～360℃的模锻温度进行模锻的工序。

[0119] 根据产品的形状等，也可以选择在上述热锻工序S3之后进行模锻工序S4。即使在该模锻工序S4中，锻造时的温度条件对于实现提高Al合金的特性、尤其在高温环境下的疲劳强度而言也是重要的。即，对于控制Al合金的固溶处理工序S5后的晶粒直径和晶粒的形状而言是重要的。

[0120] 另外，与上述热锻工序S3同样，若锻造偏向一个方向，则应变的集聚偏向一个方向，尤其固溶处理工序S5后的晶粒形状沿长轴侧被拉伸，晶粒直径比有时大于10。若变成这样，则Al锻造材的高温特性下降，不能再现性良好地制造高温特性优异的Al锻造材。为了将晶粒直径比控制在10以下，在模锻工序S4中，为了使模锻时的锻造方向不偏向一个方向，适当研究并应用调整模具形状等抑制应变集聚偏向的模锻方案是有效的。

[0121] 与上述的热锻同样，通过将模锻时的锻造温度设为180～360℃，可以控制晶粒直径和晶粒的形状，并且可以稳定地制造Al锻造材。模锻的锻造温度小于180℃时，在模锻时Al锻造材容易产生破裂，锻造加工本身是困难的。另一方面，若模锻的锻造温度大于360℃，则Al锻造材的组织中容易产生粗大晶粒。因此，Al锻造材的高温特性下降，不能再现性良好地制造高温特性优异的Al锻造材。因此，模锻时的锻造温度优选设为180～360℃、更优选设为180℃以上且小于280℃。

[0122] (固溶处理工序和淬火处理工序)

[0123] 接着，对固溶处理工序S5和淬火处理工序S6进行说明。

[0124] 固溶处理工序S5是将进行热锻后的锻造材在510～545℃的保持温度进行固溶处理的工序。

[0125] 另外，淬火处理工序S6是将进行固溶处理后的锻造材以400～290℃之间的平均冷却速度为10℃/分钟以上且小于30000℃/分钟的条件进行淬火处理的工序。

[0126] 在该固溶处理工序S5和淬火处理工序S6中，为了使可溶性金属间化合物再固溶并尽可能抑制冷却中的再析出，优选在JIS-H-4140、AMS-H-6088等规定的条件内进行。但是，即使按照AMS-H-6088等标准进行热处理，若固溶处理温度过高，则也发生过烧，使机械性能显著下降。反之，若固溶处理温度为下限温度以下，则人工时效硬化处理后的屈服强度相对于本发明的目的而言不充分，并且固溶处理本身也变得困难。因此，固溶处理温度的上限设为545℃、下限设为510℃。

[0127] 用于固溶处理和淬火处理等调质(热处理)的炉能够适当使用间歇炉、连续退火炉、熔融盐浴炉、油炉等。另外，淬火时的冷却手段也能够适当选择水浸渍、温水浸渍、沸水浸渍、聚合物液浸渍、水喷射、空气喷射等方法。需要说明的是，用于聚合物液浸渍的聚合物可以使用聚氧乙烯-丙烯-聚醚等。具体来说，例如可以使用美国联合碳化物(Union Carbide)公司制的UCON Quenchant(商品名)。

[0128] 淬火处理工序S6使θ’相、Ω相在随后进行的高温的人工时效硬化处理时微细且高密度地析出于Al合金的(100)面、(111)面，是对于提高人工时效硬化处理后的Al锻造材的强度而言重要的工序。淬火处理中，若冷却过程的400～290℃之间的平均冷却速度慢，则冷却途中析出粗大的θ’相、Ω相，人工时效硬化处理后的材料强度下降。另外，实际的产品(Al锻造材)的尺寸宽达数十mm～数m，淬火壁厚大不相同。因此，需要根据产品的使用条件、使用环境对淬火处理中的冷却速度进行适当调整。对于各种产品进行研究，结果发现，若冷却过程的400～290℃之间的平均冷却速度小于10℃/分钟，则材料强度下降，不能满足在高温环境下的疲劳强度。另外，冷却速度越快则对提高强度越有效，因此快的情况更好，但若为30000℃/分钟以上，则难以控制淬火速度。因此，400～290℃之间的平均冷却速度优选以10℃/分钟以上且小于30000℃/分钟的条件进行。400～290℃之间的平均冷却速度的下限例如优选为15℃/分钟，更优选为20℃/分钟。另外，400～290℃之间的平均冷却速度的上限只要是小于30000℃/分钟就没有特别限定，但例如更优选为20000℃/分钟，进一步优选为
10000℃/分钟，进而更优选为6000℃/分钟。

[0129] (冷压(加工)工序)

[0130] 冷压(加工)工序S7是可以在淬火处理工序S6后进行的可选工序。若进行冷压(加工)工序S7，则可以矫正淬火处理时的应变，可以使最终产品的屈服强度、蠕变破裂强度等高温特性提高。冷压(加工)可以使用冷轧机、伸展机和冷锻等。若冷压(加工)的压缩(加工)量小，则得不到足够的降低残留应力的效果。另一方面，若冷压(加工)的压缩(加工)量大，则在人工时效硬化处理中或将Al锻造材在高温环境下使用时，由于θ’相的析出量增加，屈服强度容易下降。因此，冷压(加工)优选压缩(加工)率设为1～5％。

[0131] (T6调质)

[0132] 直径到100mm左右为止的小型构件、活塞等即使残留应力较大，也不会在切削等加工上成为问题。因此，这样的情况下，优选在对Al锻造材进行固溶处理和淬火处理后实施人工时效硬化处理，形成调质T6材。此时，为了即使残留应力较大也得到高强度特性和高温特性，优选将淬火处理的温度设为50℃以下。

[0133] (T61调质)

[0134] 对于旋转叶轮等大型产品而言，在淬火处理时产品表面和中央部的冷却速度大不相同，因此在产品(Al锻造材)的表面产生大于约98MPa(10kgf/mm2)的高残留应力。若在Al锻造材的表面产生这样高的残留应力，则在Al锻造材的切削加工时产生大的应变，精密的切削加工变得极为困难。另外，根据情况，有时也有可能在切削加工中产生因残留应力导致的破裂等，从而发生Al锻造材的破坏。即使在切削加工中不发生破裂等Al锻造材的破坏，在产品的长期使用中裂纹容易以材料中残留的结晶物等金属间化合物为起点或以产品传送中产生的微小表面损伤等为起点进行传播生长，也有可能最终导致破坏。

[0135] 因此，对于旋转叶轮等的残留应力成为问题的产品，为了将残留应力除去或降低至优选为约29MPa(3.0kgf/mm2)以下，优选将固溶处理后的水淬火温度设为70℃以上的相对高温，之后实施人工时效硬化处理，形成调质T61材。

[0136] (T652调质)

[0137] 根据产品(Al锻造材)的用途，有时不论产品的大小均严格管理残留应力。对于这样的产品，为了尽量减小残留应力，优选施加冷压(加工)，将残留应力除去或降低至优选为约29MPa(3.0kgf/mm2)以下，实施人工时效硬化处理形成调质T652材。为了形成调质T652材，例如优选将淬火温度设为50℃以下。

[0138] 需要说明的是，若冷压(加工)的冷压(加工)量小，则即使是将淬火温度设为50℃以下的情况，也不能得到足够的降低残留应力的效果。另一方面，若冷压(加工)量大，则即使是将淬火温度设为50℃以下的情况，在人工时效硬化处理中或在高温下的使用中θ’相的析出量增加，因此屈服强度容易下降。因此，冷压(加工)优选将压缩(加工)率设为1～5％。

[0139] (人工时效硬化处理工序)

[0140] 人工时效硬化处理工序S8是在淬火处理工序S6后进行的工序。需要说明的是，在淬火处理工序S6后进行冷压(加工)工序S7的情况下，在该冷压(加工)工序S7后进行人工时效硬化处理工序S8。人工时效硬化处理工序S8是对进行淬火处理、冷压(加工)后的锻造材进行人工时效硬化处理的工序。

[0141] 上述各调质中的人工时效硬化处理是为了赋予Al锻造材的常温屈服强度、高温屈服强度、蠕变破裂强度等高温特性、在高温环境下的疲劳强度而进行的。通过该人工时效硬化处理可以使在Al合金的(111)面析出的Ω相和在(100)面析出的θ’相析出，从而表现出上述特性。人工时效硬化处理的方法没有特别限定，只要在本发明的Al锻造材中，Ω相和θ’相形成满足在高温环境下的疲劳强度的析出状态即可，优选为只要可得到常温屈服强度、高温屈服强度、蠕变破裂强度等高温特性和金属疲劳特性即可。

[0142] 以上，对本发明的Al锻造材及其制造方法的一个实施方式进行了说明。

[0143] 根据本发明的Al锻造材，由于平均晶粒直径为500μm以下，晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下，因此可以使在高温环境下的疲劳强度优异。

[0144] 根据本发明的Al锻造材的制造方法，可以制造平均晶粒直径为500μm以下、晶粒直径比(长轴/短轴)为10以下的Al锻造材。因此，根据本发明的Al锻造材的制造方法，可以制造在高温环境下的疲劳强度优异的Al锻造材。

[0145] 实施例

[0146] 接着，基于实施例对本发明进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下所示的实施例。

[0147] (试验材1～23)

[0148] 使用表1的组成1～17所示的Al合金，将表2的试验材1～23的铸锭(直径500mm×长度2000mm)进行熔炼。之后，实施510℃×15小时的均质化热处理(空气炉)。并且，为了调整平均晶粒直径和晶粒直径比，利用热锻以各方向上的锻造比为1.5以上的方式对均质化热处理后的铸锭进行三面锻造。需要说明的是，热锻的锻造温度在180～360℃之间进行设定。接着，通过机械加工来制作(切削)由进行了三面锻造的锻造材制成50mm见方(厚度)×
300mm的长度的材料。将该切削材在空气炉中以加热速度200℃/小时进行升温，进行530℃×3小时的固溶处理后，进行70～91℃的温水淬火(平均冷却速度约30～120℃/分钟)，实施
190℃×18小时的人工时效硬化处理，制作了试验材1～23(均为调质T61材)。

[0149] 需要说明的是，对于试验材14而言，将热锻的锻造温度变更为400℃，对于试验材15而言，用一个方向的锻造(一面锻造)制作了试验材。

[0150] 需要说明的是，表1所示的组成中，余量是Al和不可避免的杂质。表1中标注下划线的数值表示不满足本发明的要件。

[0151] 【表1】

[0152]

[0153] 对于所制作的各试验材，如下述那样测定平均晶粒直径和晶粒直径比，测定在高温环境下的疲劳强度。

[0154] (平均晶粒直径、晶粒直径比的测定)

[0155] 如图2所示，以约15mm×15mm×10～20mm的尺寸从试验材上裁切测定部位的样品，进行埋入树脂。并且，对进行埋入树脂后的样品的一个面进行研磨来进行电解蚀刻，通过光学显微镜进行了照片拍摄。照片拍摄时的倍率与晶粒直径的尺寸相应地进行任意调整。

[0156] 晶粒直径的测定通过所谓的切片法进行。也就是说，晶粒直径的测定如图3所示，在光学显微镜照片的纵向和横向分别均等地各划出3根线(图3的a1～a3、b1～b3)，测定每根所通过的晶界的数量。晶粒直径根据照片的倍率、尺寸和晶界的数量来计算。用三张照片进行一系列的测定，根据纵9根(即3根×3张)、横9根(即3根×3张)的测定，得到纵横分别N＝9的晶粒直径，按照纵、横分别计算晶粒直径的平均，得到纵、横各自的平均晶粒直径。并且，进一步将纵、横各自的平均晶粒直径加和后算出其平均，由此作为平均晶粒直径。

[0157] 另外，晶粒直径比(长轴/短轴)如下得到：使用纵、横各自的晶粒直径的平均值，将晶粒直径较大的设为长轴、将较小的设为短轴，算出晶粒直径比。

[0158] (在高温环境下的疲劳强度)

[0159] 由所制作的T61调质材制作以下的试验片，将该试验片在150℃的高温环境下进行金属疲劳强度试验(最大应力130MPa、应力比-1)。对于试验片而言，将设成平行部的直径为6mm、平行部的长度为13.55mm且进行#1000的砂纸抛光后的圆棒试验片供于旋转弯曲疲劳强度试验。

[0160] 将旋转弯曲疲劳强度试验的测定结果、即破裂重复次数示于表2。需要说明的是，破裂反复回数是指在旋转疲劳试验中至破裂为止的重复次数。另外，表2中标注下划线的数值表示不满足本发明的要件。

[0161] 破裂重复次数小于5.0e6(小于5.0×106)评价为“×”，5.0e6以上且小于8.0e6(5.0×106以上且小于8.0×106)评价为“△”，8.0e6以上(8.0×106以上)评价为“○”。本发明中，“○”为合格，“△”和“×”为不合格。

[0162] 【表2】

[0163]

[0164] 如表2所示，试验材1～13、20～23满足本发明的要件，因而在高温环境下的疲劳强度良好(实施例)。

[0165] 与此相对，试验材14～19不满足本发明的要件，因而成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果(比较例)。

[0166] 具体来说，试验材14由于锻造温度的条件为400℃，因而平均晶粒直径不满足本发明的要件。其结果，试验材14成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0167] 试验材15由于利用一个方向的锻造进行制作，因此晶粒直径比(长轴/短轴)不满足本发明的要件。其结果，试验材15成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0168] 试验材16由于Cu的含量低于下限值，因而不能得到充分的材料强度，成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0169] 试验材17由于Mg的含量小于下限值，因而不能得到充分的材料强度，成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0170] 试验材18由于Mn的含量低于下限值，因而晶粒直径变大，不能得到充分的疲劳强度。因此，试验材18成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0171] 试验材19由于Ag的含量低于下限值，因而未能使PFZ的宽度变得足够窄。因此，试验材19成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0172] (试验材24)

[0173] 接着，使用表1的组成1所示的Al合金制作了试验材24。试验材24除了在各方向上进行锻造比为2的三面锻造以外，与试验材1同样进行制作。

[0174] 对于所制作的试验材24，以与上述同样的条件进行旋转弯曲疲劳强度试验，对在高温环境下的疲劳强度进行评价，结果与试验材1～13、20～23同样满足在150℃这样的高温环境下的疲劳特性(实施例)。

[0175] (试验材25～35)

[0176] 接着，如表3所示，除了使用组成1并分别对表3所示的热锻温度(℃)和进行固溶处理后的400～290℃之间的平均冷却速度(℃/分钟)进行了控制以外，与试验材1同样地制作了试验材25～35。

[0177] 并且，对于试验材25～35，以与上述同样的条件进行旋转弯曲疲劳强度试验，测定了在高温环境下的疲劳强度。

[0178] 将试验材25～35的在高温环境下的疲劳强度的评价结果与热锻温度(℃)和平均冷却速度(℃/分钟)一同示于表3中。需要说明的是，表3中标注下划线的数值表示不满足本发明的要件。

[0179] 【表3】

[0180]

[0181] 试验材25～32满足本发明的要件(均为平均晶粒直径500μm以下，晶粒直径比(长轴/短轴)也为10以下)，因此如表3所示，在高温环境下的疲劳强度良好(实施例)。尤其，试验材26、30由于在进行固溶处理后的400～290℃之间的平均冷却速度大，因此拉伸强度高(未示于表3中)。

[0182] 与此相对，试验材33～35由于不满足本发明的要件，因此成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果(比较例)。

[0183] 具体来说，试验材33、34由于热锻温度大于上限，因而晶粒直径变大(平均晶粒直径大于500μm)，未得到充分的疲劳强度。因此，试验材33、34成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0184] 试验材35由于平均冷却速度低于下限，因而未得到充分的材料强度(屈服强度小于350MPa)，未得到充分的疲劳强度。因此，试验材35成为在高温环境下的疲劳强度不好的结果。

[0185] (试验材36)

[0186] 接着，使用表1的组成1所示的Al合金，进行作为热锻的在各方向上锻造比为2的三面锻造，制作了试验材36。试验材36除了热锻后在270℃进行接近圆盘形状的模锻以外，与试验材1同样进行制作。

[0187] 对于所制作的试验材36，以与上述同样的条件进行旋转弯曲疲劳强度试验，对在高温环境下的疲劳强度进行评价，结果与试验材1～13、20～23同样满足在150℃这样的高温环境下的疲劳特性(实施例)。

[0188] 符号说明

[0189] S1 铸造工序

[0190] S2 均质化热处理工序

[0191] S3 热锻工序

[0192] S4 模锻工序

[0193] S5 固溶处理工序

[0194] S6 淬火处理工序

[0195] S7 冷压(加工)工序

[0196] S8 人工时效硬化处理工序

标题	发布/更新时间	阅读量
废铝生产铝粒的方法	2020-05-11	680
铝矾土轻质通孔陶粒	2020-05-12	223
氢氧化铝团聚颗粒	2020-05-12	238
硅铝胶凝胶粒产品	2020-05-12	538
低品位铝粒冶炼钒铁	2020-05-12	539
磷酸铝或多聚磷酸铝颗粒的制备	2020-05-13	713
氧化铝细粒的制备方法	2020-05-12	361
改性的α氧化铝颗粒	2020-05-13	1078
聚合物包覆的铝微粒	2020-05-12	162
氮化铝颗粒	2020-05-11	633

铝合金锻造材及其制造方法

铝合金锻造材及其制造方法

技术领域

背景技术

发明内容

具体实施方式

该功能需要专业版企业版VIP权限，您可以：