JP2022071965A - 過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを共に微細化する簡便かつ効率的な方法、及び初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが共に微細化された過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を提供する。【解決手段】Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有し、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下であること、を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。Ｐの含有量は２０～４０ｐｐｍであることが好ましい。【選択図】なし
Description
本発明は、靭性に優れた過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及びその製造方法に関する。
過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、鋳造の際に初晶Ｓｉが晶出する。当該初晶Ｓｉは硬度や耐摩耗性等の機械的性質の向上に寄与するが、粗大化すると応力印加時に破壊の起点となり引張強度や伸びの低下の原因となる。また、この傾向はＡｌ合金におけるＳｉ含有量の増加に伴い顕著となる。
これに対し、Ｐを積極的に活用して初晶Ｓｉを微細化する検討が進められてきた。Ａｌ－Ｓｉ合金中にＰが存在すると、初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が形成される。Ｐを添加することにより、当該形成核が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成される結果、初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。
例えば、特許文献１（特開平８－１７０１３６号公報）では、初晶Ｓｉを任意の大きさに制御することを目的とし、重量％で、Ｓｉ：１２．０～２５．０％、Ｃｕ：０．５～５．０％、Ｍｇ：０．１～２．０％、Ｐ：０．００３～０．０５％、Ｂｅ：０．００１～０．０１％を含み、残部Ａｌおよびその他の必要合金元素ならびに不純物からなることを特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金、が提案されている。
上記特許文献１に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金においては、Ｐを０．００３～０．０５％、Ｂｅを０．００１～０．０１％含有しているために、これら両元素の添加量によって初晶Ｓｉが任意の大きさに制御されることとなり、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の耐摩耗性，機械的性質，機械加工性は要求特性に合わせてコントロールされることとなる、とされている。
Ｐを添加すると初晶Ｓｉを微細化することができるが、共晶Ｓｉが粗大化するという問題がある。上記特許文献１に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金においても、共晶Ｓｉの形状及びサイズに関しては全く開示されていない。
ここで、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の機械的性質には共晶Ｓｉの状態も大きく影響し、共晶Ｓｉが粗大化すると、引張強度、伸び及び靭性が低下する原因となる。即ち、初晶Ｓｉだけでなく共晶Ｓｉを微細化する方法が切望されているが、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを共に微細化する適当な方法は存在しないのが実情である。
以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを共に微細化する簡便かつ効率的な方法、及び初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが共に微細化された過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を提供することにある。
本発明者らは、上記目的を達成すべく、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の組成及び溶湯処理方法等について鋭意研究を重ねた結果、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に適量のＰを添加すると共に、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金溶湯を一定温度以上に加熱すること等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。
即ち、本発明は、
Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、
Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有し、
初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、
共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下であること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物、を提供する。
Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、
Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有し、
初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、
共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下であること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物、を提供する。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制される。これらの機構を用いて初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを微細化するためには、Ｐの含有量を２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。
また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細な状態となっており、応力印加時に初晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。加えて、共晶Ｓｉの平均相間隔も２０μｍ以下と微細になっており、応力印加時に共晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。
また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の組成は、Ｓｉ及びＰの含有量以外は本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に用いられている種々の元素を添加することができるが、Ｐ以外の組織改良元素を添加しないことが好ましい。
また、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、
Ｃｕ：０．１～６．０ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３～１．０ｗｔ％、
Ｆｅ：０．３～１．５ｗｔ％、
のうちのいずれか一種以上を含むこと、が好ましい。
Ｃｕ：０．１～６．０ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３～１．０ｗｔ％、
Ｆｅ：０．３～１．５ｗｔ％、
のうちのいずれか一種以上を含むこと、が好ましい。
０．１～６．０ｗｔ％のＣｕを含むことで、固溶体強化及び時効硬化によって過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を高強度化することができる。また、ＭｇはＳｉと共存することで時効硬化に寄与し、０．３～１．０ｗｔ％のＭｇを含むことで過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を高強度化することができる。Ｆｅは脆い化合物を形成し、基本的にアルミニウム合金の靭性を低下させるが、０．３～１．５ｗｔ％のＦｅであれば、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法を用いることで、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼすＦｅの悪影響を確実に無害化することができる。その結果、Ｆｅを不純物として含むＡｌ－Ｓｉ系合金再生地金を原料として活用することができる。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉが共に微細化されているため、優れた機械的性質を有している。引張強度は２００ＭＰａ以上であることが好ましく、２０５ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、破断伸びは２．０％以上であることが好ましく、３．０％以上であることがより好ましい。
更に、本発明は、Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有する過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯を、前記過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の組成におけるＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上となる処理温度に加熱（溶湯過熱処理）した後、鋳造すること、を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法、も提供する。処理温度は１０００℃以上とすることが好ましい。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法で用いる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金には５～５０ｐｐｍのＰが含まれており、当該ＰはＡｌ－Ｐ化合物として存在しているが、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱（溶湯過熱処理）することで、Ａｌ－Ｐ化合物が溶解する。その後、Ａｌ－Ｐ化合物が再凝固する際には溶解前と比較して小さくなり、微細なＡｌ－Ｐ化合物が大量に分散することになる。
ここで、微細なＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉの形成核となり、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量は５０ｐｐｍ以下となっており、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しない。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶Ｓｉの粗大化が抑制される。即ち、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に５～５０ｐｐｍのＰが含まれていることと、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱することが極めて重要である。また、Ｐの含有量は２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯を溶湯過熱処理温度に保持する時間を３０分以下とすること、が好ましい。当該保持時間が３０分以下であれば、Ａｌ－Ｐ化合物の微細化効果が失われることがないことに加え、エネルギー消費量の増加や溶解炉等の設備の劣化を抑制することができる。
更に、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法で得られた過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を溶解した後、鋳造すること、が好ましい。本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法によって初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが一度微細化された過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物であれば、一般的な条件で加熱保持や鋳造を行っても初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが微細な状態を維持することができる。
本発明によれば、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを共に微細化する簡便かつ効率的な方法、及び初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが共に微細化された過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を提供することができる。
以下、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物及びその製造方法について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。
１．過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に用いる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、適量のＰを含有していることを特徴としている。以下、各成分について詳細に説明する。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に用いる過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、適量のＰを含有していることを特徴としている。以下、各成分について詳細に説明する。
（１）添加元素
（１－１）必須の添加元素
Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％
Ｓｉが１２．０ｗｔ％以上の過共晶Ａｌ－Ｓｉ組成とすることで、耐摩耗性等の向上に寄与する初晶Ｓｉを晶出させることができる。一方で、Ｓｉの含有量を１８．０ｗｔ％以下とすることで、過剰のＳｉによる溶解性、鋳造性及び機械加工性等の悪化を抑制することができる。
（１－１）必須の添加元素
Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％
Ｓｉが１２．０ｗｔ％以上の過共晶Ａｌ－Ｓｉ組成とすることで、耐摩耗性等の向上に寄与する初晶Ｓｉを晶出させることができる。一方で、Ｓｉの含有量を１８．０ｗｔ％以下とすることで、過剰のＳｉによる溶解性、鋳造性及び機械加工性等の悪化を抑制することができる。
Ｐ：５～５０ｐｐｍ
５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制される。これらの機構を用いて初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを微細化するためには、Ｐの含有量を２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。
５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制される。これらの機構を用いて初晶Ｓｉと共晶Ｓｉを微細化するためには、Ｐの含有量を２０～４０ｐｐｍとすることが好ましい。
（１－２）任意の添加元素
Ｃｕ：０．１～６．０ｗｔ％
Ｃｕを添加することで、固溶体強化及び時効硬化により過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の強度を向上させることができる。Ｃｕの添加量を０．１ｗｔ％以上とすることで、これらの効果を明瞭に発現させることができる。また、Ｃｕの添加量を６．０ｗｔ％以下とすることで、靭性の低下及び引け巣の発生を抑制することができる。
Ｃｕ：０．１～６．０ｗｔ％
Ｃｕを添加することで、固溶体強化及び時効硬化により過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の強度を向上させることができる。Ｃｕの添加量を０．１ｗｔ％以上とすることで、これらの効果を明瞭に発現させることができる。また、Ｃｕの添加量を６．０ｗｔ％以下とすることで、靭性の低下及び引け巣の発生を抑制することができる。
Ｍｇ：０．３～１．０ｗｔ％
Ｍｇを必須の添加元素であるＳｉと共存させることで、時効硬化により過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の強度を向上させることができる。Ｍｇの添加量を０．３ｗｔ％以上とすることで、当該効果を十分に発現させることができ、１．０ｗｔ％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
Ｍｇを必須の添加元素であるＳｉと共存させることで、時効硬化により過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の強度を向上させることができる。Ｍｇの添加量を０．３ｗｔ％以上とすることで、当該効果を十分に発現させることができ、１．０ｗｔ％以下とすることで、靭性の低下を抑制することができる。
Ｆｅ：０．３～１．５ｗｔ％
Ｆｅは脆い化合物を形成し、基本的にアルミニウム合金の靭性を低下させるため、積極的に添加する元素ではないが、０．３～１．５ｗｔ％のＦｅを許容することで、Ｆｅを不純物として含むＡｌ－Ｓｉ系合金再生地金を活用することができる。一方で、Ｆｅの含有量を１．５ｗｔ％以下とすることで、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法によって、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼすＦｅの悪影響を確実に無害化することができる。
Ｆｅは脆い化合物を形成し、基本的にアルミニウム合金の靭性を低下させるため、積極的に添加する元素ではないが、０．３～１．５ｗｔ％のＦｅを許容することで、Ｆｅを不純物として含むＡｌ－Ｓｉ系合金再生地金を活用することができる。一方で、Ｆｅの含有量を１．５ｗｔ％以下とすることで、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法によって、Ａｌ－Ｓｉ系合金鋳物の機械的性質に及ぼすＦｅの悪影響を確実に無害化することができる。
なお、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物に添加することができる元素はこれらに限定されず、アルミニウム合金への添加元素として従来公知の元素を添加することができる。例えば、ＪＩＳ－ＡＤＣ１４への添加が許容されているＺｎ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｐｂ及びＴｉを添加することができる。
（１－３）不可避不純物
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、不可避的不純物として、Ｖ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｂを含んでいてもよい。不可避的不純物の含有量は、０．０５ｗｔ％以下にすることが好ましい。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、不可避的不純物として、Ｖ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｂを含んでいてもよい。不可避的不純物の含有量は、０．０５ｗｔ％以下にすることが好ましい。
（２）微細組織
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下となっている。以下、金属組織について詳細に説明する。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物は、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下となっている。以下、金属組織について詳細に説明する。
（２－１）初晶Ｓｉ
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。その結果、初晶Ｓｉの平均粒径は３０μｍ以下となっている。より好ましい初晶Ｓｉの平均粒径は２５μｍ以下である。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、５ｐｐｍ以上のＰを含むことで、溶融凝固時に初晶Ｓｉの形成核となるＡｌ－Ｐ化合物が多数形成され、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。その結果、初晶Ｓｉの平均粒径は３０μｍ以下となっている。より好ましい初晶Ｓｉの平均粒径は２５μｍ以下である。
ここで、初晶Ｓｉの平均粒径は円相当径として求めればよい。円相当径とは、金属組織を顕微鏡観察した際に求まる初晶Ｓｉの占める面積を円相当の面積に換算したときの直径である。具体的には、顕微鏡写真を画像処理等して容易に求めることができる。初晶Ｓｉの領域とその他の領域とは顕微鏡写真上で明瞭にコントラストが異なるため、二値化処理したのち、各種画像計測処理を行う。また、平均粒径としては、例えば、一定視野内（測定面積：１．３ｍｍ2、測定視野数：３）の円相当径の平均値を用いることができる。
（２－２）共晶Ｓｉ
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制され、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下となっている。より好ましい共晶Ｓｉの平均相間隔は１８μｍ以下である。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、Ｐの含有量を５０ｐｐｍ以下とすることで、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しないことになる。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶の粗大化が抑制され、共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下となっている。より好ましい共晶Ｓｉの平均相間隔は１８μｍ以下である。
共晶Ｓｉの層間隔の測定方法は特に限定されず、従来公知の種々の方法によって測定することができるが、例えば、「軽金属学会鋳造・凝固部会：軽金属，３８（１９８８）５４－６０」に記載されているデンドライトアームスペーシング測定手順の交点法を用いて測定することができる。
また、共晶Ｓｉの観察方法も、本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、従来公知の種々の方法を用いることができ、例えば、光学顕微鏡観察やＳＥＭ観察を用いればよい。共晶Ｓｉの領域とその他の領域とは顕微鏡写真やＳＥＭ観察像で明瞭にコントラストが異なるため、明瞭に識別することができる。
（３）機械的性質
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細な状態となっており、応力印加時に初晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。加えて、共晶Ｓｉの平均相間隔も２０μｍ以下と微細になっており、応力印加時に共晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物においては、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細な状態となっており、応力印加時に初晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。加えて、共晶Ｓｉの平均相間隔も２０μｍ以下と微細になっており、応力印加時に共晶Ｓｉが破壊の起点となることに起因する引張強度や伸びの低下が抑制されている。
より具体的には、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の引張強度は２００ＭＰａ以上であることが好ましく、２０５ＭＰａ以上であることがより好ましい。また、破断伸びは２．０％以上であることが好ましく、３．０％以上であることがより好ましい。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の形状及び大きさは本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、アルミニウム合金鋳物として従来公知の種々の形状及び大きさとすることができる。
２．過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法は、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱（溶湯過熱処理）した後、鋳造すること、を特徴としている。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法は、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱（溶湯過熱処理）した後、鋳造すること、を特徴としている。
原料となる本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物はＰを含有するため、Ａｌ－Ｐ化合物が形成されるが、Ａｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱した後の再凝固過程において溶解したＡｌ－Ｐ化合物を溶解前と比較して小さくすることができる。溶湯過熱処理温度は１０００℃以上とすることが好ましい。
ここで、微細なＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉの形成核となり、微細な初晶Ｓｉが同時に多数形成されることで初晶Ｓｉの粗大化が抑制される。一方で、Ｐの含有量は５０ｐｐｍ以下となっており、Ａｌ－Ｐ化合物の数が多くなり過ぎず、形成されたＡｌ－Ｐ化合物は初晶Ｓｉに消費されるため、共晶凝固時には殆ど存在しない。その結果、共晶凝固時に残液が過冷され、凝固時間が短くなることで共晶Ｓｉの粗大化が抑制される。即ち、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に５～５０ｐｐｍのＰが含まれていることと、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に加熱することが極めて重要である。
本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯をＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上に保持する時間を３０分以下とすること、が好ましい。当該保持時間が３０分以下であれば、Ａｌ－Ｐ化合物の微細化効果が失われることがないことに加え、エネルギー消費量の増加や溶解炉等の設備の劣化を抑制することができる。
更に、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法においては、本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法で得られた過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を溶解した後、鋳造すること、が好ましい。本発明の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法によって初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが一度微細化された過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物であれば、一般的な条件で加熱保持や鋳造を行っても初晶Ｓｉと共晶Ｓｉが微細な状態を維持することができる。
以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。
≪実施例１≫
表１の実施例１として示す組成となるように配合した原料を黒鉛坩堝に挿入し、７５０℃で大気溶解した後、７５０℃で回転式脱ガス装置による脱ガス処理を施した。次に、大気中で残湯を９９７℃まで昇温して１０分間保持（溶湯過熱処理）した後に、重力鋳造法により舟型形状（ＪＩＳ Ｈ ５２０２）に鋳造した。なお、鋳型温度は１５０℃とした。表１の組成はｗｔ％で示しており、Ａｌ－Ｐ化合物の晶出温度も併記している。
表１の実施例１として示す組成となるように配合した原料を黒鉛坩堝に挿入し、７５０℃で大気溶解した後、７５０℃で回転式脱ガス装置による脱ガス処理を施した。次に、大気中で残湯を９９７℃まで昇温して１０分間保持（溶湯過熱処理）した後に、重力鋳造法により舟型形状（ＪＩＳ Ｈ ５２０２）に鋳造した。なお、鋳型温度は１５０℃とした。表１の組成はｗｔ％で示しており、Ａｌ－Ｐ化合物の晶出温度も併記している。
次に、得られた金型鋳物を再溶解し、７５０℃の溶湯を１５０℃の舟型に鋳込み、得られたアルミニウム合金鋳物に対してＴ５熱処理を施して、実施アルミニウム合金鋳物１を得た。
≪実施例２≫
表１の実施例２として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１０５０℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物２を得た。
表１の実施例２として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１０５０℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物２を得た。
≪実施例３≫
表１の実施例３として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１０５０℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物３を得た。
表１の実施例３として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１０５０℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物３を得た。
≪実施例４≫
表１の実施例４として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物４を得た。
表１の実施例４として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物４を得た。
≪実施例５≫
表１の実施例５として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物５を得た。
表１の実施例５として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、実施アルミニウム合金鋳物５を得た。
≪比較例１≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例１と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物１を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例１と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物１を得た。
≪比較例２≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例２と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物２を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例２と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物２を得た。
≪比較例３≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例３と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物３を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例３と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物３を得た。
≪比較例４≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例４と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物４を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例４と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物４を得た。
≪比較例５≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例５と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物５を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は実施例５と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物５を得た。
≪比較例６≫
表１の比較例６として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物６を得た。
表１の比較例６として示す組成となるように配合した原料を用い、溶湯過熱処理温度を１２００℃としたこと以外は実施例１と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物６を得た。
≪比較例７≫
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は比較例６と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物７を得た。
溶湯過熱処理を施さなかったこと以外は比較例６と同様にして、比較アルミニウム合金鋳物７を得た。
［評価試験］
（１）微細組織
得られた実施アルミニウム合金鋳物及び比較アルミニウム合金鋳物の底面から１３ｍｍの位置を中心として、１ｃｍ角の立方体を切り出し、断面にバフ研磨を施して組織観察用試料とした。実施アルミニウム合金鋳物１～３及び比較アルミニウム合金鋳物１～３に関して、光学顕微鏡で観察されたミクロ組織を図１に示す。また、これらの観察結果から測定された初晶Ｓｉの平均粒径及び共晶Ｓｉの平均相間隔を表１に示す。
（１）微細組織
得られた実施アルミニウム合金鋳物及び比較アルミニウム合金鋳物の底面から１３ｍｍの位置を中心として、１ｃｍ角の立方体を切り出し、断面にバフ研磨を施して組織観察用試料とした。実施アルミニウム合金鋳物１～３及び比較アルミニウム合金鋳物１～３に関して、光学顕微鏡で観察されたミクロ組織を図１に示す。また、これらの観察結果から測定された初晶Ｓｉの平均粒径及び共晶Ｓｉの平均相間隔を表１に示す。
溶湯過熱処理を施さない場合（比較アルミニウム合金鋳物１～３）と比較して、溶湯過熱処理を施すことによって共晶Ｓｉの平均相間隔が明瞭に小さくなっていることが分かる（実施アルミニウム合金鋳物１～３）。一方で、溶湯過熱処理を施した場合であっても、Ｓｉ含有量の増加に伴って初晶Ｓｉが大きくなる傾向が認められる。
実施アルミニウム合金鋳物３～５及び比較アルミニウム合金鋳物３～７に関して、光学顕微鏡で観察されたミクロ組織を図２に示す。また、これらの観察結果から測定された初晶Ｓｉの平均粒径及び共晶Ｓｉの平均相間隔を表１に示す。
実施アルミニウム合金鋳物３～５のミクロ組織から、Ｓｉ含有量が多い場合であっても、Ｐの添加量を増加させて溶湯過熱処理を施すことで、初晶Ｓｉの粗大化を抑制できることが分かる。一方で、Ｐの添加量が多くなり過ぎると、共晶Ｓｉが粗大化している（比較アルミニウム合金鋳物６）。また、溶湯過熱処理を施さない場合は、何れの場合も共晶Ｓｉが粗大化している（比較アルミニウム合金鋳物３～５，７）。
溶湯過熱処理によるＰ含有量の変化を検討するために、吸光光度法によって、溶湯過熱処理前後のアルミニウム合金に含まれるＰ量を測定した。得られた結果を図３に示す。溶湯過熱処理によってＡｌ－Ｐ化合物が溶解し、ＡｌとＰが分離した後にＰが気体として溶湯から除去されるため、溶湯過熱処理前のＰ量が多い場合は溶湯過熱処理によるＰ量の減少量が大きくなっている。
実施アルミニウム合金鋳物３～５及び比較アルミニウム合金鋳物３～７に関して、Ｐ量と初晶Ｓｉの平均粒径の関係を図４に示す。なお、Ｐ量は実施アルミニウム合金鋳物及び比較アルミニウム合金鋳物に実際に含まれている値である。溶湯過熱処理の有無に依らず、初晶ＳｉのサイズはＰ量の増加に伴って低下している。また、適当な量のＰを含む過共晶アルミニウム合金に対して溶湯過熱処理を施すことで、溶湯過熱処理を伴わない場合よりも微細な初晶Ｓｉが得られている。
実施アルミニウム合金鋳物３～５及び比較アルミニウム合金鋳物３～７に関して、Ｐ量と共晶Ｓｉの平均相間隔の関係を図５に示す。なお、Ｐ量は実施アルミニウム合金鋳物及び比較アルミニウム合金鋳物に実際に含まれている値である。適当な量のＰを含む過共晶アルミニウム合金に対して溶湯過熱処理を施すことで、溶湯過熱処理を伴わない場合よりも大幅に微細化された共晶Ｓｉが得られている。ここで、共晶Ｓｉの微細化に効果的なＰの量には明確な数値範囲が認められ、Ｐの含有量が多過ぎる場合は、共晶Ｓｉのサイズが溶湯過熱処理を施さない場合と同程度となっている。
（２）ＥＰＭＡ分析
実施アルミニウム合金鋳物５及び比較アルミニウム合金鋳物５に関して、ＥＰＭＡ（株式会社島津製作所ＥＰＭＡ－１６１０，加速電圧１５ｋＶ，照射電流１００ｍＡ，ビーム径φ１μｍ）を用いた元素マッピングによって介在物を分析した。なお、各アルミニウム合金鋳物から断面試料を切り出し、鏡面研磨を施して分析用試料とした。
実施アルミニウム合金鋳物５及び比較アルミニウム合金鋳物５に関して、ＥＰＭＡ（株式会社島津製作所ＥＰＭＡ－１６１０，加速電圧１５ｋＶ，照射電流１００ｍＡ，ビーム径φ１μｍ）を用いた元素マッピングによって介在物を分析した。なお、各アルミニウム合金鋳物から断面試料を切り出し、鏡面研磨を施して分析用試料とした。
得られたＳｉ及びＰのマッピングを図６に示す。Ｐの分布に着目すると、溶湯過熱処理を施していない比較アルミニウム合金鋳物５においては集中して存在する領域が認められ、比較的粗大なＡｌ－Ｐ化合物が形成されている。これに対し、溶湯過熱処理を施した実施アルミニウム合金鋳物５においてはＰが集積している領域は認められず、ＥＰＭＡの分解能で検出できるサイズ（約２μｍ）よりも大きなＡｌ－Ｐ化合物は形成していないことが分かる。当該結果は、溶湯過熱処理を施した実施アルミニウム合金鋳物５では、直径が２μｍ未満の微細なＡｌ－Ｐ化合物が均一かつ大量に分散していることを示唆している。
（３）引張試験
各アルミニウム合金鋳物について、引張特性を評価した。ＪＩＳ Ｚ ２２４１の１４Ｂ引張試験片を切り出し、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行った。得られた結果を表２に示す。
各アルミニウム合金鋳物について、引張特性を評価した。ＪＩＳ Ｚ ２２４１の１４Ｂ引張試験片を切り出し、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行った。得られた結果を表２に示す。
実施例として得られたアルミニウム合金鋳物は、何れの場合も２００ＭＰａ以上の引張強度と２．０％以上の破断伸びを有している。特に、実施アルミニウム合金鋳物１及び実施アルミニウム合金鋳物２については、２０５ＭＰａ以上の引張強度と３．０％以上の破断伸びが得られている。これらに対し、２００ＭＰａ以上の引張強度と２．０％以上の破断伸びを共に有する比較アルミニウム合金鋳物は存在しない。
Claims (8)
- Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、
Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有し、
初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下であり、
共晶Ｓｉの平均相間隔が２０μｍ以下であること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。 - 前記Ｐの含有量が２０～４０ｐｐｍであること、
を特徴とする請求項１に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。 - Ｃｕ：０．１～６．０ｗｔ％、
Ｍｇ：０．３～１．０ｗｔ％、
Ｆｅ：０．３～１．５ｗｔ％、
のうちのいずれか一種以上を含むこと、
を特徴とする請求項１又は２に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物。 - Ｓｉ：１２．０～１８．０ｗｔ％、Ｐ：５～５０ｐｐｍを含有する過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯を、前記過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の組成におけるＡｌ－Ｐ化合物の晶出温度以上となる処理温度に加熱した後、鋳造すること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。 - 前記Ｐの含有量が２０～４０ｐｐｍであること、
を特徴とする請求項４に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。 - 前記処理温度を１０００℃以上とすること、
を特徴とする請求項４又は５に記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。 - 前記処理温度における保持時間を３０分以下とすること、
を特徴とする請求項４～６のうちのいずれかに記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。 - 請求項４～７のうちのいずれかに記載の過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法によって得られた過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物を溶解した後、鋳造すること、
を特徴とする過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金鋳物の製造方法。
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