JP2013528699A - Aluminum die casting alloy - Google Patents
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Abstract
２〜６重量％のニッケル、０．１〜０．４重量％のジルコニウム、０．１〜０．４重量％のバナジウム、任意に５重量％以下のマンガン、任意に２重量％以下の鉄、任意に１重量％以下のチタン、任意に合計で最大５重量％のスカンジウム、ランタン、イットリウム、ハフニウム、ニオブ、タンタル、クロムおよび／またはモリブデンを含む遷移元素を、ならびに残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％のさらなる元素および製造起因の不純物とを含むアルミニウムダイカスト合金。2-6 wt% nickel, 0.1-0.4 wt% zirconium, 0.1-0.4 wt% vanadium, optionally 5 wt% or less manganese, optionally 2 wt% or less iron, Optionally up to 1% by weight of titanium, optionally up to a total of up to 5% by weight of transition elements including scandium, lanthanum, yttrium, hafnium, niobium, tantalum, chromium and / or molybdenum, and the balance up to aluminum in total Aluminum die-casting alloy containing 1% by weight of further elements and manufacturing-derived impurities.
Description
本発明は、従来の高圧鋳造で加工が可能であり、分散強化され、時効硬化され、少なくとも３００℃以下で有効な機械的特性を有するアルミニウム合金に関する。 The present invention relates to an aluminum alloy that can be processed by conventional high pressure casting, is dispersion strengthened, age hardened, and has effective mechanical properties at least below 300 ° C.
アルミニウム合金は、主に高い比強度のため、自動車工業において利用される最も重要なグループの軽材料の１つである。従来のアルミニウム鋳造合金の多くは、鋳造特性に優れていることから、アルミニウム−シリコン共晶系を基としている。しかし、残念なことに、この系における固相線は５５０℃を超えないため、アルミニウム−シリコン合金の最高加工温度は約２００℃までに限定される。さらに、従来のアルミニウム系合金の主要な合金元素（すなわち、亜鉛、マグネシウムおよび銅）は、アルミニウム固溶体中で拡散性が高い。したがって、これらの元素により、合金の室温強度が高くなる一方、合金の熱安定性が低下する。例えば、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｌｉ系を基とするアルミニウム合金は、非常に高い引っ張り強度（最高約７００ＭＰａ）を得ることができるが、高温で使用する場合、機械的特性は急激に低下する。多くの用途において、高温においては高強度ではなく機械的特性の安定性が一番必要である。従来のアルミニウム合金はこのような用途において有用でないため、軽量の耐熱性材料が求められている。 Aluminum alloys are one of the most important groups of light materials utilized in the automotive industry, mainly due to their high specific strength. Many of the conventional aluminum cast alloys are based on an aluminum-silicon eutectic system because of their excellent casting characteristics. Unfortunately, however, the solidus line in this system does not exceed 550 ° C, so the maximum processing temperature of the aluminum-silicon alloy is limited to about 200 ° C. Furthermore, the main alloying elements (ie, zinc, magnesium and copper) of conventional aluminum alloys are highly diffusible in the aluminum solid solution. Therefore, these elements increase the room temperature strength of the alloy while reducing the thermal stability of the alloy. For example, aluminum alloys based on Al—Zn—Mg, Al—Cu—Mg, and Al—Li can obtain very high tensile strength (up to about 700 MPa), but are used at high temperatures. The mechanical properties are rapidly reduced. In many applications, stability of mechanical properties is most important at high temperatures, not high strength. Since conventional aluminum alloys are not useful in such applications, lightweight heat-resistant materials are required.
従来技術においては、耐熱性を強化したアルミニウム鋳造合金を提供する試みが成されている。このうち、ジルコニウムを少量添加したアルミニウム−ニッケル系を使用する試みが注目されている。以下の雑誌論文に、上記試みが記載されている。 In the prior art, attempts have been made to provide aluminum cast alloys with enhanced heat resistance. Of these, attempts to use an aluminum-nickel system to which a small amount of zirconium has been added are drawing attention. The above attempt is described in the following journal article.
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，「Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｏｆ Ｃａｓｔ Ａｌｌｏｙｓ ｏｆ ｔｈｅ Ｓｙｓｔｅｍ Ａｌｕｍｉｎｕｍ−Ｎｉｃｋｅｌ−Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ（アルミニウム−ニッケル−ジルコニウム系の鋳造合金の構造および強度）」，Ｍｅｔａｌｌｏｖ．，Ｎｏ．１０，ｐｐ．１９−２２，１９９３． N. A. Belov, “Structure and Strength of Cast Alloys of the System Aluminum-Nickel-Zirconium”, Metallov. , No. 10, pp. 19-22, 1993.
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，「Ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓ ｏｆ Ｏｐｔｉｍｉｚｉｎｇ ｔｈｅ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ Ｃｒｅｅｐ−Ｒｅｓｉｓｔｉｎｇ Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ ｕｓｉｎｇ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｍｅｔａｌｓ（遷移金属を使用する耐クリープ鋳造アルミニウム合金の構造を最適化する原理）」，Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｖｏｌ．１，Ｎｏ．４，ｐｐ．３２１−３２９，１９９４． N. A. Belov, “Principles of Optimizing the Structure of Creep-Resisting Casting Aluminum Alloying Transition Metals” 1, No. 1 4, pp. 321-329, 1994.
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，Ｖ．Ｓ．Ｚｏｌｏｔｏｒｅｖｓｋｙ，Ｓ．Ｇｏｔｏ，Ａ．Ｎ．Ａｌａｂｉｎ，Ｖ．Ｖ．Ｉｓｔｏｍｉｎ−Ｋａｓｔｒｏｖｓｋｙ，およびＶ．Ｉ．Ｍｉｓｈｉｎ，「Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ ｏｎ Ｌｉｑｕｉｄｕｓ ａｎｄ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｏｆ ＡＩ−６％Ｎｉ Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｌｏｙ（液相線へのジルコニウムの影響およびＡｌ−６％Ｎｉ鋳造合金の硬化）」，Ｍｅｔａｌｓ Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌ．２８，ｐｐ．５３３−５３８，２００４． N. A. Belov, V.M. S. Zolotorevsky, S.M. Goto, A .; N. Alabin, V.M. V. Istomin-Kastrosky, and V.I. I. Mischin, “Effect of Zirconium on Liquidus and Hardening of AI-6% Ni Casting Alloy (Effect of Zirconium on Liquidus and Hardening of Al-6% Ni Cast Alloy)”, Metals Forum, Vol. 28, pp. 533-538, 2004.
上記雑誌論文によると、高温で安定に存在するアルミニウム合金の最適構造は、少なくともジルコニウムル０．６重量％と合金化するアルミニウム固溶体（α−アルミニウム）相およびクリープ強度が高い第二相、すなわち、ニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）からなる共晶組成を基に生成することができる。 According to the above journal article, the optimum structure of an aluminum alloy that exists stably at high temperature is an aluminum solid solution (α-aluminum) phase alloyed with at least 0.6% by weight of zirconium and a second phase with high creep strength, that is, It can be generated based on a eutectic composition made of nickel trialuminide (Al 3 Ni).
さらに、上記雑誌論文によると、これらの合金からなる物体は、注意深く秤量された固体合金材料（アルミニウム、アルミニウムニッケル母合金およびアルミニウムジルコニウム母合金）を約９００℃で溶融することによって得られる。この比較的高い融解温度は含有量の高いジルコニウム（ジルコニウム０．６重量％以上）をアルミニウムに溶解し、均一なアルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を得るために必要である。加えて、上記雑誌論文から、アルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を凝固し、α−アルミニウム中のジルコニウムの均一な過飽和固溶体を室温で保持するために、１０℃／秒より速い冷却速度でアルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を冷却しなければならないことがわかる。さらに、上記雑誌論文によると、材料が融液温度から冷却されるにつれて鋳型で材料を鋳造することによって、所望の形態に形作ることができる。前記鋳型では、材料を１０℃／秒を超える速さで融液温度から室温まで冷却することが求められる。最終的には、上記雑誌論文によると、合金を硬化するジルコニウムトリアルミナイド（Ａｌ３Ｚｒ）微粒子を析出するために、鋳造固体物を３５０〜４５０℃で時効してもよい。 Furthermore, according to the above journal article, objects made of these alloys are obtained by melting carefully weighed solid alloy materials (aluminum, aluminum nickel master alloy and aluminum zirconium master alloy) at about 900 ° C. This relatively high melting temperature is necessary to dissolve a high content of zirconium (zirconium 0.6 wt% or more) in aluminum and obtain a uniform aluminum-nickel-zirconium melt. In addition, from the above journal article, in order to solidify the aluminum-nickel-zirconium melt and maintain a uniform supersaturated solid solution of zirconium in α-aluminum at room temperature, aluminum-nickel at a cooling rate faster than 10 ° C./sec. It can be seen that the zirconium melt must be cooled. Furthermore, according to the above journal article, the material can be formed into a desired shape by casting it in a mold as it cools from the melt temperature. The mold is required to cool the material from the melt temperature to room temperature at a rate exceeding 10 ° C./second. Finally, according to the above journal article, the cast solid may be aged at 350 to 450 ° C. in order to precipitate zirconium trialuminide (Al 3 Zr) fine particles that harden the alloy.
上記雑誌論文に記載の合金が適切に加工されると、従来のアルミニウム鋳造合金よりも高温においてより優れた機械的特性を有する。しかし、合金のジルコニウム含有量が０．４重量％を超えない限り、上記雑誌論文に記載の合金は硬化しない。また、合金のジルコニウム含有量が少なくとも０．６重量％でない限り、顕著な硬化は起こらない。これよりジルコニウムが少量な場合、α−アルミニウム固溶体の顕著な硬化を誘導するのに十分な体積の第二相粒子（この場合、Ａｌ３Ｚｒ）が得られない。図１は、従来技術の合金における温度の関数としての融液に存在する固体の量を示す。図から、この合金は、８５０℃を超えた温度でのみ完全に融解することがわかる。従来の高圧鋳造機のショットスリーブに導入しうる融液の温度が７５０℃を超えてはならないため、融液温度がこのように高くては、従来の高圧鋳造で上記雑誌論文に記載の合金をある形状の物体に加工することができない。 When the alloys described in the above journal articles are properly processed, they have better mechanical properties at higher temperatures than conventional aluminum casting alloys. However, as long as the zirconium content of the alloy does not exceed 0.4% by weight, the alloy described in the journal article does not harden. Also, no significant hardening occurs unless the zirconium content of the alloy is at least 0.6% by weight. When the amount of zirconium is smaller than this, the second phase particles (in this case, Al 3 Zr) having a volume sufficient to induce significant hardening of the α-aluminum solid solution cannot be obtained. FIG. 1 shows the amount of solids present in the melt as a function of temperature in prior art alloys. From the figure it can be seen that this alloy melts completely only at temperatures above 850 ° C. Since the temperature of the melt that can be introduced into the shot sleeve of the conventional high-pressure casting machine must not exceed 750 ° C., if the melt temperature is so high, the alloy described in the above-mentioned journal article is used in conventional high-pressure casting. It cannot be processed into an object of a certain shape.
室温でα−アルミニウム中の固溶体においてジルコニウム０．６重量％を保持するためには、１０℃／秒を超えるような速い冷却速度が必要である。高圧鋳造を除き、従来の鋳造方法で鋳造する多くの物体において、このような速い冷却速度を達成することはできない。したがって、グラファイトまたは銅鋳型における極めて小さい物体の鋳造を除いて、従来の鋳造方法で上記雑誌論文に記載の合金をある形状の物体に加工することはできない。 In order to maintain 0.6 wt% zirconium in the solid solution in α-aluminum at room temperature, a fast cooling rate exceeding 10 ° C / second is required. With the exception of high pressure casting, such fast cooling rates cannot be achieved for many objects cast by conventional casting methods. Thus, except for casting very small objects in graphite or copper molds, the alloys described in the above journal articles cannot be processed into objects of a certain shape by conventional casting methods.
本発明は、（ｉ）分散強化され、（ｉｉ）機械特性の向上の目的で時効硬化させることができ、そして（ｉｉｉ）従来の高圧鋳造で加工し、少なくとも３００℃までの温度で有用な機械的特性を有する、成形物品を製造することができる、ひとつのクラスのアルミニウム合金に関する。 The present invention is (i) dispersion strengthened, (ii) age hardened for the purpose of improving mechanical properties, and (iii) machined by conventional high pressure casting and useful at temperatures up to at least 300 ° C. The invention relates to a class of aluminum alloys that can produce molded articles with specific characteristics.
本発明の目的は、従来の高圧鋳造法で鋳造可能であり、少なくとも３００℃までの温度で耐熱性がある、軽量な耐摩耗性かつ耐腐食性を有する材料を提供することである。 It is an object of the present invention to provide a lightweight, wear-resistant and corrosion-resistant material that can be cast by conventional high-pressure casting methods and is heat resistant at temperatures up to at least 300 ° C.
本発明によると、
２〜６重量％のニッケル、
０．１〜０．４重量％のジルコニウム、
０．１〜０．４重量％のバナジウム、
任意に５重量％以下のマンガン、
任意に２重量％以下の鉄、
任意に１重量％以下のチタン
および残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％の製造起因の不純物
とを含むアルミニウムダイカスト合金によって、上記目的を達成する。
According to the present invention,
2-6 wt% nickel,
0.1-0.4 wt% zirconium,
0.1 to 0.4% by weight of vanadium,
Optionally 5% by weight or less of manganese,
Optionally up to 2% by weight of iron,
The above object is achieved by an aluminum die-cast alloy optionally containing up to 1% by weight of titanium and the balance, as a balance, aluminum and up to 1% by weight of manufacturing-derived impurities.
ニッケルの範囲は４〜６重量％が好ましく、ジルコニウムの範囲は０．１〜０．３重量％が好ましく、バナジウムの範囲は０．３〜０．４重量％が好ましい。 The range of nickel is preferably 4 to 6% by weight, the range of zirconium is preferably 0.1 to 0.3% by weight, and the range of vanadium is preferably 0.3 to 0.4% by weight.
本発明の合金は、アルミニウム−ニッケル−ジルコニウムの一般的な化学組成を有し、それらの化学組成は液相線温度が７５０℃未満であるように最適化される。 The alloys of the present invention have a general chemical composition of aluminum-nickel-zirconium, which is optimized such that the liquidus temperature is less than 750 ° C.
融液から凝固するとき、ニッケルおよびアルミニウムは、アルミニウム（α−アルミニウム相という）中のニッケルの固溶体、およびニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）の第二相からなる共晶構造を形成する。微小構造に共晶成分を有する合金は、微小構造に共晶成分がない合金に比べ、凝固範囲がより小さいため、熱間割れが生じにくい。Ａｌ３Ｎｉ相は、細い棒状の形態であり、その直径は３００〜５００ｎｍの範囲である。融液温度から室温まで十分速く（例えば、１０℃／秒を超える速度で）冷却する場合、ジルコニウムおよびバナジウムもα−アルミニウム相に溶解する。次に、固体合金の高温時効を制御することによって、ジルコニウムおよびバナジウムが固相反応でアルミニウムと結合し、化学組成Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘの強化析出相を形成する。サブミクロンサイズの準安定Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ粒子は、Ｌ１２立方晶構造を有し、α−アルミニウム固溶体に均等に分布する。 When solidified from the melt, nickel and aluminum form a eutectic structure consisting of a solid solution of nickel in aluminum (referred to as α-aluminum phase) and a second phase of nickel trialuminide (Al 3 Ni). An alloy having a eutectic component in the microstructure has a smaller solidification range than an alloy having no eutectic component in the microstructure, so that hot cracking is less likely to occur. The Al 3 Ni phase is in the form of a thin rod and has a diameter in the range of 300 to 500 nm. When cooling from the melt temperature to room temperature fast enough (eg, at a rate exceeding 10 ° C./second), zirconium and vanadium also dissolve in the α-aluminum phase. Next, by controlling the high temperature aging of the solid alloy, zirconium and vanadium are combined with aluminum in a solid phase reaction to form a strengthened precipitation phase having the chemical composition Al 3 Zr x V 1-x . The submicron sized metastable Al 3 Zr x V 1-x particles have an L1 2 cubic structure and are evenly distributed in the α-aluminum solid solution.
また、本発明の合金は、マンガン５重量％以下および鉄２重量％以下を含んでもよい。合金をさらに強化することが可能な金属アルミナイドの形成に加え、鉄およびマンガンは合金の鋳型成分への結合を緩和する傾向があるため、これらは高圧鋳造合金において有用な材料となる。 Further, the alloy of the present invention may contain 5% by weight or less of manganese and 2% by weight or less of iron. In addition to the formation of metal aluminides that can further strengthen the alloy, iron and manganese tend to relax the bond of the alloy to the mold components, making them useful materials in high pressure casting alloys.
さらに、本発明の合金は、マグネシウム２重量％以下、ハフニウム２重量％以下、チタン１重量％以下、モリブデン１重量％以下、クロム１重量％以下、シリコン０．５重量％以下、銅０．５重量％以下および亜鉛０．５重量％以下を含んでもよい。 Further, the alloy of the present invention has a magnesium content of 2% or less, hafnium 2% or less, titanium 1% or less, molybdenum 1% or less, chromium 1% or less, silicon 0.5% or less, copper 0.5% or less. It may contain up to 0.5% by weight and up to 0.5% by weight of zinc.
本発明の合金は、実質的に均一に分散した粒子Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘを含むことが好ましい。式中、ｘは、合金中のＺｒ：Ｖの比に依存する単位１の分数であり、粒子は、約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満の等価直径を有する。 The alloys of the present invention preferably comprises particles Al 3 Zr x V 1-x that are substantially uniformly dispersed. Where x is a fraction of unit 1 depending on the Zr: V ratio in the alloy and the particles have an equivalent diameter of less than about 50 nm, preferably less than about 30 nm.
本発明の合金は、等価直径が約５００ｎｍ未満、好ましくは約３００ｎｍ未満、特に好ましくは約１００ｎｍ未満のＡｌ３Ｎｉ粒子を含むことが好ましい。 The alloys of the present invention preferably comprise Al 3 Ni particles having an equivalent diameter of less than about 500 nm, preferably less than about 300 nm, particularly preferably less than about 100 nm.
本発明の合金は、等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満のマンガンアルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含んでもよい。 The alloys of the present invention may comprise substantially uniformly dispersed particles of manganese aluminide having an equivalent diameter of less than about 50 nm, preferably less than about 30 nm.
本発明の合金は、等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満の鉄アルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含んでもよい。 The alloys of the present invention may comprise substantially uniformly dispersed particles of iron aluminide having an equivalent diameter of less than about 50 nm, preferably less than about 30 nm.
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムを含まない従来技術のアルミニウム合金（Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖによる雑誌論文に記載）と異なる本発明の合金の特徴は、本発明の合金の液相線温度がかなり低い（従来技術の合金が８５０℃を超えるのに対し、通常７５０℃未満）ことである。液相線温度が低ければ、従来の高圧鋳造で本発明の合金を成形物体に加工することができるが、従来の高圧鋳造で従来技術の合金を成形物体に加工することはできず、グラファイト鋳型での小物体の鋳造に限定される。 Features of the alloys of the present invention that differ from prior art aluminum alloys containing nickel and zirconium but not vanadium (described in a journal article by NA Belov) are that the liquidus temperature of the alloys of the present invention is significantly lower (Prior art alloys are typically above 750 ° C. versus 850 ° C.). If the liquidus temperature is low, the alloy of the present invention can be processed into a molded object by conventional high pressure casting, but the conventional alloy cannot be processed into a molded object by conventional high pressure casting. Limited to casting of small objects.
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムを含まない従来技術のアルミニウム合金と異なる本発明の合金のさらなる特徴は、本発明の合金中の析出硬化粒子がＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ粒子であることである（従来技術の合金中のＡｌ３Ｚｒ粒子と比較）。ジルコニウム原子（０．１５９ｎｍ）よりバナジウム原子（０．１３２ｎｍ）が小さいため、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ格子は、Ａｌ３Ｚｒ格子のパラメーターより小さく、α−アルミニウムマトリックスの格子パラメーターにより近い格子パラメーターを有する。このため、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ析出物とともに硬化するアルミニウム−ニッケル合金は、Ａｌ３Ｚｒ析出物とともに硬化するアルミニウム−ニッケル合金よりも耐熱性が高い。 A further feature of the alloys of the present invention that differs from prior art aluminum alloys that include nickel and zirconium but not vanadium is that the precipitation hardened particles in the alloys of the present invention are Al 3 Zr x V 1-x particles. Yes (compared to Al 3 Zr particles in prior art alloys). Since the vanadium atom (0.132 nm) is smaller than the zirconium atom (0.159 nm), the Al 3 Zr x V 1-x lattice is smaller than the parameter of the Al 3 Zr lattice and closer to the lattice parameter of the α-aluminum matrix. Have For this reason, the aluminum-nickel alloy that hardens together with the Al 3 Zr x V 1-x precipitate has higher heat resistance than the aluminum-nickel alloy that hardens together with the Al 3 Zr precipitate.
本発明の前述のおよび他の特徴および長所は、次の詳細な説明および添付の図面から、更に明らかになる。 The foregoing and other features and advantages of the present invention will become more apparent from the following detailed description and accompanying drawings.
アルミニウム合金の分散強化は、合金マトリックス中に分散した粒子の生成に依存する。この強化メカニズムは、アルミニウム−ニッケル系を基とする合金において典型的に表われる。亜共晶および共晶アルミニウム−ニッケル合金は、アルミニウム（α−アルミニウム）中のニッケルの固溶体からなるマトリックスにおけるニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）粒子の微細な分散を含む構造の中で凝固する。ニッケルトリアルミナイドは、約８５５℃までアルミニウムに実質的に溶解しないため、アルミニウム−ニッケル合金は、高温においてアルミニウム−シリコン合金よりも安定である。しかし、アルミニウム−ニッケル二元合金は、室温における引っ張り降伏強さが８０ＭＰａを超えないため、多くの自動車用途に適した機械特性を有しない。したがって、これらの合金のさらなる強化が必要である。 The dispersion strengthening of an aluminum alloy depends on the formation of particles dispersed in the alloy matrix. This strengthening mechanism is typically manifested in alloys based on the aluminum-nickel system. Hypoeutectic and eutectic aluminum-nickel alloys solidify in a structure containing a fine dispersion of nickel trialuminide (Al 3 Ni) particles in a matrix consisting of a solid solution of nickel in aluminum (α-aluminum). Since nickel trialuminide does not substantially dissolve in aluminum up to about 855 ° C., aluminum-nickel alloys are more stable than aluminum-silicon alloys at high temperatures. However, aluminum-nickel binary alloys do not have mechanical properties suitable for many automotive applications because the tensile yield strength at room temperature does not exceed 80 MPa. Therefore, further strengthening of these alloys is necessary.
アルミニウム−銅系を基とする合金において典型的に表われるように、析出強化はアルミニウム合金を強化するためのメカニズムとしてよく知られている。これらの合金では、合金マトリックスの効果的な強化を得るために、α−アルミニウムマトリックスにおける銅アルミナイド粒子の析出が熱的に制御される。 Precipitation strengthening is well known as a mechanism for strengthening aluminum alloys, as typically seen in alloys based on aluminum-copper systems. In these alloys, the precipitation of copper aluminide particles in the α-aluminum matrix is thermally controlled to obtain an effective strengthening of the alloy matrix.
多くの自動車用途のため、高温機械強度が十分高いアルミニウム合金を得るために、本発明では前述の両タイプの硬化メカニズムの特徴を組み合わせる。本発明の合金は、微細に分散したクリープ抵抗性ニッケルトリアルミナイド粒子ならびにジルコニウムおよびバナジウムを基とする強化析出物、すなわち、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘを含む。 In order to obtain an aluminum alloy with sufficiently high high temperature mechanical strength for many automotive applications, the present invention combines features of both types of hardening mechanisms described above. The alloys of the present invention contain finely dispersed creep resistant nickel trialuminide particles and strengthening precipitates based on zirconium and vanadium, ie, Al 3 Zr x V 1-x .
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムは含まない従来技術の合金（Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖによる雑誌論文に記載）では、化学組成Ａｌ３Ｚｒを有する強化相が形成される。本発明の合金においても、強化相は、Ａｌ３Ｚｒ構造に基づいているが、ジルコニウム原子の一部がバナジウム原子によって置換されている。したがって、本発明の合金における強化相の正確な表現は、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘであり、ｘは単位１の分数で、その大きさはジルコニウム対バナジウムの比に依存する。本発明の合金においてバナジウムが果たす役割は、合金を高圧鋳造で物品に加工する際に重要である。析出物によって誘導される強化の程度は、析出物の体積分率および析出粒子の大きさに関連する。大きな体積分率の小さなサイズの粒子が強化には不可欠である。約０．８３体積％のＡｌ３Ｚｒ強化相を形成するために、従来技術の合金は最小０．６重量％のジルコニウムを使用する。この量は、合金の顕著な強化に十分であることが分かっている。しかし、図１を調べると、ジルコニウム０．６％を有する合金の液相線温度は８５０℃より高いことが示される。この比較的高い融液温度は、従来の高圧鋳造を困難なものとし、このために、従来技術の合金は、高圧鋳造操作で大量生産することができない。本発明の合金の好ましい形態では、わずか０．１重量％のジルコニウムおよび０．４重量％のバナジウムを使用する。この混合物から、約０．８４体積％のＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化相が形成される。本発明の合金においてバナジウムを使用する主な利点は、本発明の合金の液相線温度がわずか約７３０℃であることであり（図２を参照）、これによって本発明の合金を用いた成形物品の製造において従来の高圧鋳造法の使用が可能になる。 In prior art alloys containing nickel and zirconium but no vanadium (described in a journal article by NA Belov), a strengthening phase with the chemical composition Al 3 Zr is formed. Also in the alloy of the present invention, the strengthening phase is based on the Al 3 Zr structure, but a part of the zirconium atom is substituted with a vanadium atom. Thus, an accurate representation of the strengthening phase in the alloy of the present invention are Al 3 Zr x V 1-x , x is a fraction of the unit 1, the magnitude of which depends on the ratio of zirconium to vanadium. The role played by vanadium in the alloys of the present invention is important when the alloys are processed into articles by high pressure casting. The degree of strengthening induced by the precipitate is related to the volume fraction of the precipitate and the size of the precipitated particles. Small size particles with a large volume fraction are essential for strengthening. Prior art alloys use a minimum of 0.6 weight percent zirconium to form about 0.83 volume percent Al 3 Zr strengthened phase. This amount has been found to be sufficient for significant strengthening of the alloy. However, examination of FIG. 1 shows that the liquidus temperature of the alloy with 0.6% zirconium is higher than 850 ° C. This relatively high melt temperature makes conventional high pressure casting difficult, so that prior art alloys cannot be mass produced in high pressure casting operations. In a preferred form of the alloy of the present invention, only 0.1% by weight zirconium and 0.4% by weight vanadium are used. From this mixture, about 0.84 volume% Al 3 Zr x V 1-x reinforced phase is formed. The main advantage of using vanadium in the alloy of the present invention is that the liquidus temperature of the alloy of the present invention is only about 730 ° C. (see FIG. 2), thereby forming with the alloy of the present invention. It enables the use of conventional high pressure casting methods in the manufacture of articles.
最適な加工後の本発明の材料をおおまかに説明すると、この材料はジルコニウムおよびバナジウムを基とし、化学式Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘで示される構造を有する約０．８〜１．０体積％の均一に分布した強化相、ならびに合金マトリックス中に約１〜１０体積％の均一に分散したニッケルトリアルミナイド粒子を含有するα−アルミニウム（アルミニウム中のニッケルの非常に希薄な固溶体）マトリックスである。最大強度を有するように加工した本発明の材料において、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子は準安定で、Ｌ１２立方体構造を有し、α−アルミニウムマトリックスと整合し、約２５ｎｍ未満の平均粒径を有する。 When optimum machining after roughly illustrating the material of the present invention, this material as the base zirconium and vanadium, from about 0.8 to 1.0 vol% having a structure represented by the chemical formula Al 3 Zr x V 1-x A uniformly distributed strengthening phase, as well as an α-aluminum (very dilute solid solution of nickel in aluminum) matrix containing about 1-10 volume percent uniformly dispersed nickel trialuminide particles in the alloy matrix. In the materials of the present invention processed to have maximum strength, the Al 3 Zr x V 1-x reinforcing particles are metastable, have an L1 2 cubic structure, match the α-aluminum matrix, and have an average of less than about 25 nm Have a particle size.
このような構造を形成するためには、（１）融液温度から急冷し、（２）凝固物品の高温時効の制御が必要である。 In order to form such a structure, it is necessary to (1) quench from the melt temperature and (2) control the high temperature aging of the solidified article.
融液温度からの急冷は、ジルコニウムおよびバナジウムをα−アルミニウムマトリックスにおける溶液中に室温で保持すること、すなわち、室温で合金がＡｌ３Ｎｉ共晶相ならびにαーアルミニウム中のジルコニウムおよびバナジウムの過飽和固溶体である第二相を含有することを確保するために必要である。本発明の合金では、１０℃／秒を超える冷却速度が、α−アルミニウム中のジルコニウムおよびバナジウムの過飽和固溶体を得るために必要である。従来技術の合金よりも本発明の合金が優れている点の１つに、約７５０℃で融解した合金をダイカスト機のショットスリーブに直接導入する従来の高圧鋳造で、本発明の合金を成形物品に加工することができるように設計されていることが挙げられる。合金を高圧下で鋼製鋳型に注入し、凝固が終了するまで合金への圧力を維持し、凝固した物品を外す。従来の高圧鋳造操作時の冷却速度は一般に１０℃／秒を超えることが知られている。したがって、物品を成形する鋳造工程では、α−アルミニウム中の強化元素（ジルコニウムおよびバナジウム）の均一な過飽和固溶体を得るために必要である焼き入れを提供する。 Quenching from the melt temperature keeps the zirconium and vanadium in solution in an α-aluminum matrix at room temperature, ie the alloy is an Al 3 Ni eutectic phase at room temperature and a supersaturated solid solution of zirconium and vanadium in α-aluminum. Is necessary to ensure that it contains the second phase. In the alloy of the present invention, a cooling rate exceeding 10 ° C./second is necessary to obtain a supersaturated solid solution of zirconium and vanadium in α-aluminum. One of the advantages of the alloy of the present invention over the alloy of the prior art is the conventional high pressure casting in which the alloy melted at about 750 ° C. is directly introduced into the shot sleeve of the die casting machine, and the alloy of the present invention is formed into an article. It is mentioned that it is designed so that it can be processed. The alloy is poured into a steel mold under high pressure, the pressure on the alloy is maintained until solidification is complete, and the solidified article is removed. It is known that the cooling rate during the conventional high pressure casting operation generally exceeds 10 ° C./second. Thus, the casting process for molding the article provides the quenching necessary to obtain a uniform supersaturated solid solution of strengthening elements (zirconium and vanadium) in α-aluminum.
本発明の合金を使用してなされる凝固した鋳造品の高温時効の制御は、準安定Ｌ１２立方体のＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子をα−アルミニウム固溶体中に析出するために必要である。これは最適化された高温時効スケジュールによって達成されてもよい。このようなスケジュールには、凝固した鋳造品を２５０〜３５０℃の温度で２〜６時間保持し、次に３５０〜４５０℃で２〜６時間保持することが含まれる。好ましい高温時効のスケジュールには、凝固した鋳造品を３５０℃で３時間保持し、次に４５０℃でさらに３時間保持することが含まれる。Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子がα−アルミニウム固溶体中に析出すると同時に、所定の高温時効スケジュールによって、Ａｌ３Ｎｉ共晶ロッドが細分化され、サブミクロンサイズの粒子に変化される。このＡｌ３Ｎｉ共晶ロッドの細分化および球状化により、鋳造品の総体的な延性が向上する。 Control of high temperature aging of solidified castings made using the alloys of the present invention is necessary to precipitate metastable L1 2 cubic Al 3 Zr x V 1-x reinforced particles in α-aluminum solid solution. is there. This may be achieved by an optimized high temperature aging schedule. Such a schedule includes holding the solidified casting at a temperature of 250-350 ° C. for 2-6 hours and then holding at 350-450 ° C. for 2-6 hours. A preferred high temperature aging schedule includes holding the solidified casting at 350 ° C. for 3 hours and then holding at 450 ° C. for an additional 3 hours. The Al 3 Zr x V 1-x reinforcing particles precipitate in the α-aluminum solid solution, and at the same time, the Al 3 Ni eutectic rod is subdivided according to a predetermined high-temperature aging schedule and is changed to submicron-sized particles. By subdividing and spheroidizing the Al 3 Ni eutectic rod, the overall ductility of the cast product is improved.
本発明は、その詳細な実施形態に関連して示され説明されたが、請求される本発明の趣旨および範囲から逸脱することなく、本発明の形態および詳細における様々な変更を実施できることが当業者には理解されるであろう。 Although the invention has been shown and described in connection with detailed embodiments thereof, it will be understood that various changes in form and detail of the invention may be made without departing from the spirit and scope of the invention as claimed. The merchant will understand.
Claims (11)
０．１〜０．４重量％のジルコニウム、
０．１〜０．４重量％のバナジウム、
任意に５重量％以下のマンガン、
任意に２重量％以下の鉄、
任意に１重量％以下のチタン
および残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％の製造起因の不純物とを含む、アルミニウムダイカスト合金。 2-6 wt% nickel,
0.1-0.4 wt% zirconium,
0.1 to 0.4% by weight of vanadium,
Optionally 5% by weight or less of manganese,
Optionally up to 2% by weight of iron,
An aluminum die-cast alloy optionally comprising up to 1% by weight of titanium and, as balance, aluminum and a total of up to 1% by weight of manufacturing-derived impurities.
２重量％以下のマグネシウム、
１重量％以下のクロム、
１重量％以下のモリブデン、
０．５重量％以下のシリコン、
０．５重量％以下の銅
および０．５重量％以下の亜鉛
を含む、請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。 In addition, up to 2 wt% hafnium,
2% by weight or less of magnesium,
Up to 1 wt% chromium,
1 wt% or less of molybdenum,
Up to 0.5 wt% silicon,
The aluminum die cast alloy according to claim 1, comprising 0.5 wt% or less copper and 0.5 wt% or less zinc.
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