JP2011510174A

JP2011510174A - 熱間割れに耐性のある高強度アルミニウム鋳造合金

Info

Publication number: JP2011510174A
Application number: JP2010543275A
Authority: JP
Inventors: アブヒジートミスラ、; チャールズクエマン、; ハーン−ジェンジョウ、
Original assignee: ケステックイノベーションズエルエルシー
Priority date: 2008-01-16
Filing date: 2009-01-16
Publication date: 2011-03-31
Also published as: WO2009126347A2; WO2009126347A3; EP2252716A2; US20110044843A1; RU2010133971A; CN101952467A

Abstract

熱間割れに耐性のあるアルミニウム鋳造合金である。重量パーセントで、約４．０から約６．９のＺｎ、約２．０から約３．５のＭｇ、約０．６から約１．２のＣｕ、約０．３８から約０．５７のＳｃ、約０．１８から約０．２８のＺｒ、並びに残部Ａｌ及び不純物を含み、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉが実質的に除かれ、凝固範囲が約１５０℃未満、固相線温度が約４９０℃超過、凝固の後期段階における共晶相分率が約５％超過である。本合金は、結晶粒径が約４０から約６０μｍのｆｃｃ結晶粒を接種するＬ１_２粒子とη’相析出物との分散が形成されるように処理され、約４１０ＭＰａから約５４０ＭＰａの周囲降伏強さが可能となる。

Description

本発明は、熱間割れに耐性のある高強度アルミニウム鋳造合金に関する。

政府の関心
本発明の主題の開発に関する活動は、米国政府により少なくとも部分的に資金援助を受けた。このため、米国において実施権又は他の権利が許諾される可能性がある。具体的な契約番号はＦＡ８６５０−０５−Ｃ−５８００である。

７ＸＸＸ鍛錬用Ａｌ−Ｚｎ系合金が、高い特異的強度を要する構造用途に通常使用される。鍛錬用合金と比べると、鋳造は製造コスト及び関連調達所要時間を低減する。鋳造により、ニアネットシェイプ製品が可能となるからである。しかし、周知の７ＸＸＸ合金は、凝固中に熱間割れを受けやすいので、鋳造に最適とはいえない。熱間割れは、比較的高い熱膨張係数、及び液体固体間の著しい容積差により生じる。

特許文献１（本明細書に組み込む）は、公称組成がＡｌ−６．０〜１２．０Ｚｎ−２．０〜３．５Ｍｇ−０．１〜０．５Ｓｃ−０．０５〜０．２０Ｚｒ−０．５〜３．０Ｃｕ−０．１０〜０．４５Ｍｇ−０．０８〜０．３５Ｆｅ−０．０７〜０．２０Ｓｉ（ｗｔ％）である高強度アルミニウム合金を開示する。特許文献１の合金は、高い引張強さを示す一方、周囲温度及び極低温度で高い伸びを維持する。特許文献１の合金は、凝固範囲が約１６４℃から約１９５℃であり、固相線温度が約４２２から約４６６℃であり、共晶相分率が約１．１から約１．５％である。しかしながら、当該合金は鋳造特性が悪い。よって、熱間割れに耐性のある新たな７ＸＸＸアルミニウム鋳造合金の必要性が高まっている。かかる合金は、水素ターボポンプハウジング等の航空宇宙材料のような製造物品に有用である。

米国特許第７，０６０，１３９号明細書

主要面において、本発明は、熱間割れに耐性のある高強度アルミニウム鋳造合金を含む。当該鋳造合金の降伏強さは、室温で約４１０ＭＰａから約５４０ＭＰａの範囲である。本発明に係る合金は、Ａｌ−Ｚｎ系であり、主要合金化元素としてＳｃ、Ｚｒ、Ｍｇ、及びＣｕを含む。Ｓｃ及びＺｒの量が、初析Ｌ１_２相粒子を生成するべく最適化される。当該粒子は、粒径がリファインされて、熱間割れ耐性並びに疲労耐性及び靱性が改善されている。Ｚｎ、Ｍｇ、及びＣｕの量が、熱間割れに対する高い耐性及び高強度を目的として最適化される。Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉの量が低く維持されて最小限とされる。これは、かかる元素が強度及び熱間割れ耐性に対して有害な影響を与えるからである。

初析Ｌ１_２相粒子を生成するべく、Ｌ１_２相のソルバス温度をｆｃｃ相のソルバス温度よりも高くする必要がある。ソルバス温度は、Ｔｈｅｒｍｏ−ＣａｌｃＳｏｆｔｗａｒｅが提供するＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（登録商標）ソフトウェアバージョンＮのような熱力学データベース・計算パッケージを用いて計算することができる。代替的には、当該合金の組成空間内において、以下の式によりソルバス温度を近似することができる。
Ｌ１_２ｓｏｌｖｕｓ＝８７．０１×ｗｐ_Ｓｃ＋１５７．８９×ｗｐ_Ｚｒ−
２４３．４３×ｗｐ_Ｓｃ×ｗｐ_Ｚｒ＋２６７．０６×ｗｐ_Ｓｃ ^０．１４＋７６９．５１×ｗｐ_Ｚｒ ^０．０５
ｆｃｃｓｏｌｖｕｓ＝−１．７６×ｗｐ_Ｚｎ−５．１４×ｗｐ_Ｍｇ−
０．００５×ｗｐ_Ｚｎ×ｗｐ_Ｍｇ＋１３９．１３×ｗｐ_Ｚｎ ^{０．００２}＋７９２．１１×ｗｐ_Ｍｇ ^{０．０００２}
ここで、ｗｐ_Ｓｃ、ｗｐ_Ｚｒ、ｗｐ_Ｚｎ、及びｗｐ_Ｍｇは、Ｓｃ、Ｚｒ、Ｚｎ、及びＭｇそれぞれの重量パーセントである。かかる式は、ソルバス温度のベストフィットに基づく。

さらに、Ｚｒの量は、Ｄ０_２３結晶構造を有するＡｌ_３Ｚｒの形成を最小限にするべく約０．３重量パーセントよりも低く維持される。ＨｙｄｅがＡｌ−０．５Ｓｃ−０．４Ｚｒ（ｗｔ％）に示すように、Ｄ０_２３粒子は急速に過大に成長し［Ｈｙｄｅ，Ｋ．２００１．ＴｈｅＡｄｄｉｔｉｏｎｏｆＳｃａｎｄｉｕｍｔｏＡｅｒｏｓｐａｃｅＣａｓｔｉｎｇＡｌｌｏｙｓ．Ｐｈ．Ｄ．ｄｉｓｓ．，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＭａｎｃｈｅｓｔｅｒ（本明細書に組み込む）］、ｆｃｃ結晶粒径をリファインするにはそれほど有効ではない。発見された合金においては、その代わりに、溶融物冷却中に小さなｆｃｃ結晶粒を接種するＬ１_２結晶構造を有する小さなＡｌ_３（Ｓｃ，Ｚｒ）粒子が用いられる。ＺｒはＬ１_２におけるＳｃの安価な代用品なので、本発明の合金はできる限り多くのＺｒすなわち約０．２５±０．０５ｗｔ％を用いる。しかしながら、コストが制限因子とならない場合は、大量のＳｃと組み合わせて０．１５ｗｔ％もの少ないＺｒを用いることができる。

本鋳造合金におけるＳｃ及びＺｒの量は、毎秒約１００℃までの冷却速度に最適化される。Ｌ１_２−Ａｌ_３（Ｓｃ，Ｚｒ）の粒径分布は溶融物冷却速度に依存する。砂型モールド内に鋳造する結果、毎秒約０．５℃の冷却速度となる。凝固中にビレットが、例えば水で冷却される直冷鋳造によれば、高い冷却速度が利用可能である。連続レオコンバージョンプロセス（ＣＲＰ）のような鋳造方法によれば、毎秒約１００℃を超える冷却速度も利用可能である。

図１に示すように、大きな初析Ｌ１_２粒子が直径２００μｍ超過のｆｃｃ結晶粒になる。毎秒約１００℃までの冷却速度において約４０から約６０μｍのｆｃｃ結晶粒径を達成するべく、初析Ｌ１_２粒子の平均半径は約２μｍよりも小さくする必要がある。また、その相分率を重量で１％よりも小さくする必要がある。図１Ａは、必要なＬ１_２粒径を可能とするＳｃ及びＺｒの量を示す。Ｚｒの量が約０．３ｗｔ％よりも小さく維持されるので、Ｓｃの量は約０．４ｗｔ％よりも大きく約０．６ｗｔ％までに維持される。

熱間割れは凝固中の熱収縮に実質的に起因するので、熱間割れに対する耐性は、凝固範囲を低減し、かつ、固相線温度、すなわちこれより低いとアルミニウム合金が完全な固体となる温度、を増大することによって改善することができる。凝固の後期段階で形成される共晶相分率を増大することも有用である。これは、共晶相が一の温度で完全に凝固して、凝固範囲にわたる溶融収縮量を低減させるからである。

凝固範囲のような凝固パラメータ、固相線温度、及び共晶相分率は、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃソフトウェアのような熱力学データベース・計算パッケージにより計算することができる。複合合金系の凝固パラメータをＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃソフトウェアにより計算するべく、ＣＡＬＰＨＡＤ（ＣＡＬｃｕｌａｔｉｏｎｏｆＰＨＡｓｅＤｉａｇｒａｍｓ）アプローチに従って関連相のギブス自由エネルギーを評価する必要がある。一のかかる関連相は準安定η’相である。これは、７ＸＸＸ鍛錬用合金が強化を目的としてη’相析出を用いるからである。強化を有効とするべく、η’析出物の平均半径は約５ｎｍよりも小さくする必要がある。

η’相析出速度は、熱力学的記載の評価後に、ＱｕｅｓＴｅｋＩｎｎｏｖａｔｉｏｎｓＬＬＣが提供するＰｒｅｃｉｐｉＣａｌｃ（登録商標）バージョン０．９を用いてシミュレーションすることができる。予測される粒子径分布は、降伏強さの機構モデルへの入力として用いることができる。当該モデルは、析出強化、結晶粒径強化、固溶強化、及び転位強化からの寄与を含む。合金のＺｎ、Ｍｇ、及びＣｕの量が選択されて様々な降伏強さでの凝固パラメータが最適化される。

Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉの量が可能な限り低く維持される。これは、そうしなければ、かかる元素がＡｌ_１３Ｆｅ_４、Ａｌ_７Ｃｕ_２Ｆｅ、Ｍｇ_２Ｓｉ、及びＡｌ_６Ｍｎの大きな不溶成分粒子を形成するからである。これらの粒子は、靱性、疲労、及びＳＣＣ耐性に悪影響を与える。Ｆｅの量は約０．００７５ｗｔ％未満が、Ｍｎの量は約０．２ｗｔ％未満が、及びＳｉの量は約０．０３ｗｔ％が好ましい。

均質化又は溶体化処理中の初期溶融を回避するべく、当該均質化又は溶体化処理温度は、最終凝固温度よりも低くする必要がある。約１０から３０℃の安全マージンがあるのが好ましい。図３に示すような均質化処理と溶体化処理とを区別する２段処理は、初期溶融を回避する追加安全因子を導入することができる。計算された最終凝固温度は約４９３℃である。したがって、一実施例では、均質化及び溶体化処理は約４６０から４８０℃においてである必要がある。かかる処理の時間は、鋳放し偏析の大半を除去できる程度に十分長くする必要がある。図４に示すように、均質化シミュレーションは、４８０℃における１時間の溶体化処理の後の４６０℃における２時間の均質化が、鋳放し元素偏析の大半を除去するのに十分であることを示す。このシミュレーションは、Ｔｈｅｒｍｏ−ＣａｌｃＳｏｆｔｗａｒｅが提供するＤＩＣＴＲＡ（商標）（ＤＩｆｆｕｓｉｏｎＣｏｎｔｒｏｌｌｅｄＴＲＡｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ）バージョン２４により行われた。

本発明の主題は、特にアルミニウム７ＸＸＸ合金に適用可能であるが、これに限られるわけではない。したがって、本発明の一の利点は、鋳造アルミニウム合金の熱間割れを除去又は実質的に除去することにある。

本発明のさらなる利点、利益、及び特徴が本明細書に記載される。

下記の詳細な説明では、以下の図を含む図面を参照する。

図１Ａ及び１Ｂはそれぞれ、シミュレーションされた初析Ｌ１_２粒子半径及びシミュレーションされた結晶粒径をＳｃ及びＺｒの合金の関数として示すグラフである。図２Ａ、２Ｂ、及び２Ｃはそれぞれ、強度及び凝固パラメータの概略をＺｎ、Ｍｇ、及びＣｕ含有量の関数として示すグラフである。ここで、以下の凡例が使用される。

本発明に係る合金の一実施例を処理する処理ステップを示す時間−温度図である。本発明に係る実施例の均質化シミュレーションである。本発明の合金Ａの顕微鏡写真である。本顕微鏡写真は、本発明の実施例の典型である。

本発明の具体例を以下に示す。

実施例１は合金Ａである。

Ａｌ−６．３Ｚｎ−３．２Ｍｇ−１．１Ｃｕ−０．５２Ｓｃ−０．２０Ｚｒ（ｗｔ％）を含む溶融物が用意された。例示の合金は、成分に平均値プラス又はマイナス１０パーセントの範囲のばらつきを含むのが好ましい。本合金は、ＣＲＰ炉を介して５０〜１００℃／秒の測定冷却速度で砂型鋳造モールド内に鋳造された。図３に示すように、最適処理条件は、熱間静水圧プレスの適用、４６０℃において２時間及び４８０℃において１時間の均質化及び溶体化、水による急冷、室温において２４時間維持、及び１２０±１０℃において２０時間の時効であった。本条件における周囲降伏強さは５２１±１２ＭＰａであった。結晶粒径は約５０μｍ、又は約５．７のＡＳＴＭ（アメリカ材料試験協会）粒度番号であった。計算された凝固範囲は１３６℃、固相線温度は４９３℃、凝固の後期段階に形成された共晶相分率は１０％である。

合金Ａの矩形パネルが、熱間割れなしで鋳造に成功した。溶融物は、７００〜７２０℃において４５分間アルゴンによる脱ガス後、モールド鋳込みの直前に７４０℃まで再加熱された。モールドは深さが約１ｃｍと測定された。モールドを充填する鋳込み時間は約２０秒であった。モールドは充填が成功し、特性決定に適したパネルが作られた。パネルは、モールドから取り出され、すべてのゲートが取り外され、及び清浄された後に、特性決定するべくＷｒｉｇｈｔＰａｔｔｅｒｓｏｎ空軍基地にあるＵＥＳ社まで輸送された。図５は、合金Ａの微細構造を示す。鋳造による細孔、例示のＬ１_２粒子、及び共晶相をそれぞれａ、ｂ、及びｃとして標識する。

実施例２は合金Ｂである。

Ａｌ−５．３Ｚｎ−３．０Ｍｇ−１．１Ｃｕ−０．５５Ｓｃ−０．２５Ｚｒ（ｗｔ％）を含む溶融物が用意された。例示の合金は、成分に平均値プラス又はマイナス１０パーセントの範囲のばらつきを含むのが好ましい。本合金は、ＣＲＰ炉を介して約１００℃／秒の測定冷却速度で砂型鋳造モールド内に鋳造された。図３に示すように、最適処理条件は、熱間静水圧プレスの適用、４６０℃において２時間及び４８０℃において１時間の均質化及び溶体化、水による急冷、室温において２４時間維持、及び１２０±１０℃において２０時間の時効であった。本条件における周囲降伏強さは４８２±６ＭＰａであった。結晶粒径は約５４μｍ、又は約５．５のＡＳＴＭ粒度番号であった。計算された凝固範囲は１３９℃、固相線温度は４９４℃、凝固の後期段階に形成された共晶相分率は９％である。合金Ｂの矩形パネルが、熱間割れなしで鋳造に成功した。合金Ａのプロトコルにほぼ従ったものもあればそうでないものもある。

実施例３は合金Ｃである。

Ａｌ−４．５Ｚｎ−２．３Ｍｇ−０．６２Ｃｕ−０．４２Ｓｃ−０．２５Ｚｒ（ｗｔ％）を含む溶融物が用意された。例示の合金は、成分に平均値プラス又はマイナス１０パーセントの範囲のばらつきを含むのが好ましい。本合金は、ＣＲＰ炉を介して砂型鋳造モールド内に鋳造された。図３に示すように、最適処理条件は、熱間静水圧プレスの適用、４６０℃において２時間及び４８０℃において１時間の均質化及び溶体化、水による急冷、室温において２４時間維持、及び１２０±１０℃において１５時間の時効であった。本条件における計算された周囲降伏強さは４１０±４０ＭＰａであった。計算された結晶粒径は約５０μｍ、又は約５．７のＡＳＴＭ粒度番号であった。計算された凝固範囲は１４５℃、固相線温度は４９４℃、凝固の後期段階に形成された共晶相分率は６％である。２つのパネルが、熱間割れなしで合金Ｃの一のヒートからの鋳造に成功した。その他は合金Ａで使用されたプロトコルにほぼ従うものであった。

表１は、上記実施例の組成のまとめである。本発明の実施のための成分の一般的範囲を重量パーセントで記載する。

表２は、上述されて本発明の実施における成分の範囲に関連すると考えられる実施例の微細構造元素に関する情報のまとめである。

本発明に係る実施例が記載されたが、本発明の範囲はそれに制限されない。本発明は以下の請求項及びその均等によってのみ制限される。

Claims

耐割れ特性を有するアルミニウム鋳造合金であって、
重量パーセントで、約４．０から約６．９のＺｎ、約２．０から約３．５のＭｇ、約０．６から約１．２のＣｕ、約０．３８から約０．５７のＳｃ、約０．１８から約０．２８のＺｒ、並びに残部Ａｌ及び不純物を含み、
Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉが実質的に除かれ、
ｆｃｃ結晶粒を接種するＬ１_２粒子とη’相析出物とが分散された合金。
前記ｆｃｃ結晶粒の平均結晶粒径は約４０から６０μｍである、請求項１に記載の合金。
前記η’相析出物は約５ｎｍ未満の平均半径を有する、請求項１に記載の合金。
約０．００７５重量パーセント未満のＦｅ、約０．２重量パーセント未満のＭｎ、及び約０．０３重量パーセント未満のＳｉを有する、請求項１に記載の合金。
重量パーセントで、約５．８−６．８のＺｎ、２．９−３．５のＭｇ、１．０−１．２のＣｕ、０．５２のＳｃ、及び０．２０のＺｒを成分として有する、請求項１に記載の合金。
重量パーセントで、約４．８−５．８のＺｎ、２．７−３．３のＭｇ、１．０−１．２のＣｕ、０．５５のＳｃ、及び０．２５のＺｒを成分として有する、請求項１に記載の合金。
重量パーセントで、約４．０−５．０のＺｎ、２．０−２．６のＭｇ、０．５２−０．７２のＣｕ、０．４２のＳｃ、及び０．２５のＺｒを成分として有する、請求項１に記載の合金。
耐割れ特性を有するアルミニウム鋳造合金であって、
重量パーセントで、約４．０から約６．９のＺｎ、約２．０から約３．５のＭｇ、約０．６から約１．２のＣｕ、約０．３８から約０．５７のＳｃ、約０．１８から約０．２８のＺｒ、並びに残部Ａｌ及び不純物を含み、
Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉが実質的に除かれ、
凝固範囲が約１５０℃未満、固相線温度が約４９０℃超過、凝固の後期段階における共晶相分率が約５％超過である合金。
耐割れ特性を有するアルミニウム鋳造合金であって、
重量パーセントで、約４．０から約６．９のＺｎ、約２．０から約３．５のＭｇ、約０．６から約１．２のＣｕ、約０．３８から約０．５７のＳｃ、約０．１８から約０．２８のＺｒ、並びに残部Ａｌ及び不純物を含み、
Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉが実質的に除かれ、
凝固範囲が約１５０℃未満、固相線温度が約４９０℃超過、凝固の後期段階における共晶相分率が約５％超過であり、
ｆｃｃ結晶粒を接種するＬ１_２粒子とη’相析出物とが分散された合金。
耐割れ特性を有するアルミニウム鋳造合金であって、
重量パーセントで、約４．０から約６．９のＺｎ、約２．０から約３．５のＭｇ、約０．６から約１．２のＣｕ、約０．３８から約０．５７のＳｃ、約０．１８から約０．２８のＺｒ、並びに残部Ａｌ及び不純物を含み、
Ｆｅ、Ｍｎ、及びＳｉが実質的に除かれ、
凝固範囲が約１５０℃未満、固相線温度が約４９０℃超過、凝固の後期段階における共晶相分率が約５％超過であり、
結晶粒径が約４０から約６０μｍのｆｃｃ結晶粒を接種するＬ１_２粒子とη’相析出物とが分散され、
周囲降伏強さが約４１０ＭＰａから約５４０ＭＰａである合金。