JP2020125528A

JP2020125528A - アルミニウム合金鋳造材

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Publication number: JP2020125528A
Application number: JP2019019552A
Authority: JP
Inventors: 翔史橋本; Kakefumi HASHIMOTO
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2019-02-06
Filing date: 2019-02-06
Publication date: 2020-08-20
Anticipated expiration: 2039-02-06
Also published as: DE102020201388A1; JP7271980B2

Abstract

【課題】鋳塊組織が微細化されることで機械的特性に優れ、適度な硬度を有し、かつ高い導電率を有するアルミニウム合金鍛造用素材となるアルミニウム合金鋳造材を提供する。【解決手段】Ｓｉ：９〜１１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．７〜１．１質量％、Ｍｎ：０．０９質量％以下、Ｍｇ：０．３〜０．７質量％、Ｃｒ：０．０５質量％以下、Ｎｉ：０．０５質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０６質量％を含有し、さらにＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種をそれぞれＳｒ：０．０１〜０．１質量％、Ｓｂ：０．０３〜０．２質量％、Ｃａ：０．００３〜０．０２質量％、Ｎａ：０．００３〜０．０２質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる。【選択図】なし

Description

本発明は、鍛造用素材として用いられるアルミニウム合金の鋳造材に関する。

アルミニウム鍛造品では、加工率が低い部位は鍛造素材の機械的特性や組織の影響が残りやすいため、機械的特性に優れたアルミニウム合金の鋳造材が開発されている（特許文献１）。

特開２００７−９２１２５号公報

しかしながら、従来のアルミニウム合金の鋳造材では、細径の連続鋳造材でなければ、冷却速度が遅い鋳造材の中心部において、鋳塊組織が粗大になり引張強度や０．２%耐力等の機械的特性が低下してしまう問題があった。

本発明は、より鋳塊組織が微細になることで機械的特性が向上し、かつ導電率が高い合金鍛造用素材となるアルミニウム合金鋳造材を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明は以下の手段を備えるものである。

［１］Ｓｉ：９〜１１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．７〜１．１質量％、Ｍｎ：０．０９質量％以下、Ｍｇ：０．３〜０．７質量％、Ｃｒ：０．０５質量％以下、Ｎｉ：０．０５質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０６質量％を含有し、
さらにＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種をそれぞれＳｒ：０．０１〜０．１質量％、Ｓｂ：０．０３〜０．２質量％、Ｃａ：０．００３〜０．０２質量％、Ｎａ：０．００３〜０．０２質量％を含有し、
残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、
引張強さが３３０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が２５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び４％以上、ロックウェル硬さ（ＨＲＢ）６５以上かつ８２以下であり、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。

［２］Ｂ：０．０００２〜０．０１質量％を含有する前項１に記載のアルミニウム合金鋳造材。

［３］ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種が同時に溶湯に添加して製造された前項１または２に記載のアルミニウム合金鋳造材。

［４］前項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金鋳造材からなる鍛造用素材。

［５］前項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金鋳造材を鍛造した鍛造材。

上記［１］によると、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇを所定量含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｎの含有量を所定量以下とした組成に、所定量のＴｉと、さらにＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種を所定量添加した組成であり、冷却速度が遅い鋳造材の中心部においても鋳塊組織が微細になることで引張強度、０．２％耐力、伸びという機械的特性に優れるとともに、適度な硬度を有するアルミニウム合金鍛造用素材となるアルミニウム合金鋳造材が得られる。また高い導電率を有することで、放熱性も向上するので使用環境温度が高くなる箇所の部材や機械的特性が求められる導電用材料として使用することができる。

上記［２］によると、Ｂを所定量添加した組成であるため、さらに鋳塊組織を微細化し、機械的特性を向上したアルミニウム合金鋳造材が得られる。

上記［３］によると、ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ及びＮａのいずれか１種が同時に溶湯に添加して製造されることで、従来の製造工法で製造されたアルミニウム合金鋳造材よりも鋳塊組織が微細化し、機械的特性が向上するアルミニウム合金鋳造材が得られる。

上記［４］、［５］によると、鍛造の加工率が低い部位であっても良好な特性のアルミニウム鍛造品を得ることができる。

この発明のアルミニウム合金鋳造材を実施するための形態について詳細に説明する。

本発明のアルミニウム合金鋳造材は、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｔｉを所定量含有し、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｎの含有量を所定量以下とし、さらにＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる。

また本発明のアルミニウム合金鋳造材は、Ｂをさらに所定量含有することが好ましい。

本発明のアルミニウム合金鋳造材を構成する各元素について説明する。

Ｓｉの含有量は９〜１１質量％である。Ｓｉは耐摩耗性を向上させる効果を有している。Ｓｉ量が下限値未満であると、耐摩耗性の向上効果が弱い。Ｓｉ量が上限値を超えると、鍛造加工性や成形性が低下する。

Ｆｅの含有量は０．５質量％以下である。Ｆｅは機械的強度を低下させず耐熱性が向上する。Ｆｅ量が上限値を超えると、Ｆｅを含む晶出物が多く発生し、機械的強度が低下する。

Ｃｕの含有量は０．７〜１．１質量％である。Ｃｕは耐食性と機械的強度の両立を図ることができる。Ｃｕ量が下限値未満であると、機械的強度が低下する。Ｃｕ量が上限値を超えると、耐食性の悪化につながる。

Ｍｎの含有量は０．０９質量％以下、Ｃｒの含有量は０．０５質量％以下、Ｎｉの含有量は０．０５質量％以下である。これら元素はいずれも含有量が上限値を超えると、機械的特性（特に鍛造加工性）が低下する。

Ｍｇの含有量は０．３〜０．７質量％である。Ｍｇは機械的強度を向上させる。Ｍｇが下限値未満であると、機械的強度が低下する。Ｍｇ量が上限値を超えると、金属間化合物の晶出量が多くなり脆くなる。

Ｚｎの含有量は０．２５質量％以下である。Ｚｎは機械的強度を向上させる。Ｚｎ量が上限値を超えると耐食性が劣化する。

Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０６質量%である。Ｔｉは鋳塊組織の微細化もしくはＡｌ−Ｓｉ共晶粒子の微細化を通じて鍛造性を向上させる。Ｔｉ量が下限値未満であると、前記効果が望めない。Ｔｉ量が上限値を超えると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ粗大化合物生成により靱性が低下する。また、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種と溶湯に同時添加することでより鋳塊組織が微細化し、機械的特性の向上を達成することができる。

Ｂは任意添加元素であり、その添加量は０．０００２〜０．０１質量％である。Ｂは鋳塊組織を微細化させる。Ｂ量が下限値未満であると、前記効果が充分に得られない。Ｂ量が上限値を超えるとＴｉＢ２発生に伴い加工工具寿命の悪化を招く。また、ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種と溶湯に同時添加することでより鋳塊組織が微細化し、機械的特性の向上を達成することができる。

Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａは選択的な添加元素であり、そのいずれかを添加する。それぞれの含有量は、Ｓｒは０．０１〜０．１質量％、Ｓｂは０．０３〜０．２質量％、Ｃａは０．００３〜０．０２質量％、Ｎａは０．００３〜０．０２質量％である。いずれの元素もＡｌ−Ｓｉ系合金の改良処理効果があり、特に共晶Ｓｉの微細化効果などの改良処理効果が得られる。いずれの元素も添加量が下限値未満であると、前記効果が充分に得られない。添加量が上限値を超えると、溶湯の流動性低下やそれに伴う引け巣が発生する。また、ＴｉまたはＴｉとＢを溶湯に同時添加することでより鋳塊組織が微細化し、同時添加していない製造工法で製造されたアルミニウム合金鋳造材より、機械的特性向上に加えて、導電率の向上が達成される。

これら選択的な添加元素であるＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａの中では、Ｓｒを添加するのが最も好ましい。ＳｂはＳｒより微細化効果が弱いためである。Ｃａは脱ガス性の低下や耐食性の劣化、気孔の発生が懸念されるためである。Ｎａは炉材の寿命低下と溶損がＳｒより激しく、添加効果が長時間持続せず、量産性が悪くなってしまうためである。

通常共晶点付近である９〜１２％Ｓｉが含有されているＡｌ−Ｓｉ系合金ではＴｉとＢを添加することによる、鋳塊組織の微細化に伴う機械的特性の向上と導電率の向上は得られにくい。しかし、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれかの元素を添加することで、組成的過冷を生じ、共晶点が過共晶側にずれる現象が発生する。この現象によって、共晶組織が亜共晶組織化することで、同時添加するＴｉとＢの効果がより大きくなる。そのため、ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれかの元素を同時に添加することで機械的特性の向上や導電率の向上効果がより大きくなる。

このことから、ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれかの元素を同時に溶湯に添加することが好ましく、さらにＢを同時添加することで上記効果が一層得られやすくなる。また、鋳造直前に溶湯に同時添加することが最も微細化材の性能を引き出すことができる。上記微細化材は添加後の時間経過とともに、微細化性能が落ちるため、いずれか片方でも先に添加してしまうと鋳塊組織の微細化に充分に寄与しなくなってしまう。

ＴｉとＢとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれかの微細化材を同時に溶湯に添加する方法としては、ロッド材をロッドフィーダーにて添加する製法が最も好ましい。同時に添加するため、ロッドフィーダーが二台必要になるが、ロッドフィーダーを使用することにより、添加速度を正確に設定することができ、狙った質量％の微細化材を添加することができる。

また、同時添加する場所はＧＢＦ炉（ガスバブリングフィルター）が最も好ましい。ＧＢＦ炉に添加することによって、ロッド材中に含まれる介在物を除去する効果もあり、ＧＢＦ回転子の回転効果によって溶湯の撹拌も行えるため、ロッド材に存在している微細化金属化合物が微細均一に分散されるためである。またロッドで添加する利点として、ロッドを製造する際の急冷凝固によってＡｌ３ＴｉやＴｉＢ２などの微細化金属間化合物の大きさが地金より小さいため、より微細化性能が向上する。

次に本発明のアルミニウム合金鋳造材及びこれを用いた鍛造品の製造方法について説明する。

まず溶製することによって前述のように成分調整されたアルミニウム合金溶湯を作製する。

このとき微細化効果のための添加元素であるＴｉとＢとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種については、十分な微細化効果を得るため、溶湯温度７４０℃±３０℃で添加することが望ましい。溶湯温度が７７０℃を超えて添加してしまうと上述した添加効果が得られない。また７１０℃を下回った状態で添加しても上述した添加効果を得ることができない。

また、ＴｉとＢは同時に添加することが好ましいのでＡｌ−Ｔｉ−Ｂの母合金にて添加することが望ましい。

Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、ＮａもＡｌとの母合金で添加することが好ましい。

また、各微細化剤は添加してから時間がたつと添加効果が減少してしまうため、鋳造直前の工程で添加することが好ましい。

こうして成分調整されたアルミニウム合金溶湯を連続鋳造することにより、アルミニウム合金鋳造材を得る。

具体的な鋳造条件に関しては冷却速度が重要であり、鋳造径によっても異なるが冷却速度が０．１℃／Ｓ以上になるように鋳造速度等の各種条件を設定する。この条件より冷却速度が遅くなってしまうと各種添加材が充分に固溶せず、添加材の効果が充分に得られない。その結果鋳塊組織の微細化に伴う機械的特性の改善効果が充分に得られない。

鋳造径はφ１００〜φ２０３が好ましい。

またこの時、気体加圧ホットトップ鋳造工法にて鋳造を行うことにより、鋳塊品質が高まる。これはヘッダーと鋳型との間から気体を供給することにより、鋳型と接触せず、水冷のみで鋳塊を凝固冷却できるためである。

本実施形態の連続鋳造材は、鍛造素材として用いられる。なお連続鋳造材を押出加工した押出材を鍛造素材として用いてもよい。

連続鋳造材は、鋳造時に晶出物の偏析等による不均一な組織を除去するために、均質化処理を施してもよい。

連続鋳造材は、所定の長さに切断して鍛造素材とし、鍛造加工を行って鍛造材を得る。

この発明のアルミニウム合金鋳造材は、引張り強さが３３０Ｎ／ｍｍ^２、０．２％耐力が２５０Ｎ／ｍｍ^２、伸びが４％以上、ロックウェル硬さ（ＨＲＢ）が６５以上かつ８２以下、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上であることを条件とする。

導電率４０％ＩＡＣＳ以上と高いことによって放熱性が良くなるため、使用環境温度が高い部材にでも使用できる。また、導電率が良いことで導電用材料にも使用できる。特にブスバーは導電率と高い機械的特性が求められる。そのため、ブスバーは銅材が使用されるのが一般的であるが、アルミニウム合金でも代替可能である。特に本発明の材料は従来工法で製造されたアルミニウム合金鋳造材よりも高い機械的特性と導電率を有しており、銅材よりも軽量化や大幅なコストダウンが期待できる。

以下、本発明について実施例および比較例により説明する。

表１に各実施例および比較例の組成を示す。

各実施例および比較例は、まず溶解炉にて主要元素であるＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇの原材料を溶解した。

その後に保持炉に移注を行い、溶湯を一定時間保持後に、微細化剤であるＴｉ、Ｓｒ、Ｂを添加する組成では、溶湯温度７５０℃で、Ａｌ−Ｔｉ−ＢとＡｌ−Ｓｒのロッド母合金をロッドフィーダーを使用して同時にＧＢＦ炉中の溶湯に添加した。

同一ＧＢＦ炉内にてＧＢＦ処理を行い、ＧＢＦ処理を行った溶湯が樋を移湯し、気体加圧ホットトップ鋳造工法にて鋳造を行った。この溶湯処理装置とは溶湯中に存在しているアルミニウム酸化物及び、水素ガスを除去するためのものであり、保持炉から出湯された溶湯がＧＢＦ処理され、清浄になった溶湯がＧＢＦ炉底から炉上部に移動し、鋳造機の方へ移湯される。

鋳造棒の径はφ２０３ｍｍ、他の鋳造条件は鋳造温度７１０℃、鋳造速度を１００ｍｍ／ｍｉｎで鋳造を行った。

こうして得られた鋳造材から、鋳造材断面の中心部から試験片を採取し、各試験片に対して、機械的特性、硬度、導電率の測定を実施した。

機械的特性の測定は、ＴＰ形状をＡＳＴＭＲ３号とし、各試験片に対してＴ６の調質を行い、連続鋳造の軸方向に直交するＬＴ方向について、各試験片の引張り強さ（Ｎ／ｍｍ^２）と０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ^２）と伸び（％）を測定した。各例についてｎ＝３の測定を行い、その平均値を算出した。硬度測定は、ＪＩＳＺ２２４５：２００５の「ロックウェル硬さ試験−試験方法」に準拠して測定されたロックウェル硬さ（硬さ記号：ＨＲＢ）であり、その測定に使用したスケールは“Ｂ”、圧子は鋼球１．５８７５ｍｍ、試験荷重は９８０．７Ｎである。導電率測定は均質化処理後のアルミニウム合金鋳造材を測定し、その時の単位は％ＩＡＣＳ（International Annealed Copper Standard（国際焼きなまし銅線標準））である。

結果を表２に示す。

以上のとおり本発明において規定する組成において適切な鋳造条件で製造することにより、鋳造材の引張強さが３３０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が２５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び４％以上、硬度（ＨＲＢ）６５以上８２以下の良好な機械特性を有し、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上の良好な導電率を有するアルミニウム合金鋳造材が得られることが分かる。

この発明のアルミニウム合金鋳造材は各種の鍛造材の素材として好適に用いることができる。

Claims

Ｓｉ：９〜１１質量％、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｃｕ：０．７〜１．１質量％、Ｍｎ：０．０９質量％以下、Ｍｇ：０．３〜０．７質量％、Ｃｒ：０．０５質量％以下、Ｎｉ：０．０５質量％以下、Ｚｎ：０．２５質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０６質量％を含有し、
さらにＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種をそれぞれＳｒ：０．０１〜０．１質量％、Ｓｂ：０．０３〜０．２質量％、Ｃａ：０．００３〜０．０２質量％、Ｎａ：０．００３〜０．０２質量％を含有し、
残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、
引張強さが３３０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が２５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び４％以上、ロックウェル硬さ（ＨＲＢ）６５以上かつ８２以下であり、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
Ｂ：０．０００２〜０．０１質量％を含有する請求項１に記載のアルミニウム合金鋳造材。
ＴｉとＳｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｎａのいずれか一種が同時に溶湯に添加して製造された請求項１または２に記載のアルミニウム合金鋳造材。
請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金鋳造材からなる鍛造用素材。
請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金鋳造材を鍛造した鍛造材。