JP3393706B2 - 高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法 - Google Patents
高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳
造方法に関する。
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、この種鋳物の鋳造に用いられるＡ
ｌ合金鋳物においては、主として粗大金属間化合物の生
成を回避して鋳物の靱性を向上させるため、各種合金元
素の添加量の上限値が規定されている。
ｌ合金鋳物においては、主として粗大金属間化合物の生
成を回避して鋳物の靱性を向上させるため、各種合金元
素の添加量の上限値が規定されている。
【０００３】例えば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金におい
て、Ｆｅの添加量は、ＪＩＳ ＡＣ４ＣでＦｅ＝０．５
５重量％であり、またＪＩＳ ＡＣ４ＣＨでＦｅ＝０．
２重量％である。さらに両種Ａｌ合金において、Ｔｉの
添加量はＴｉ＝０．２重量％であり、またＳｉの添加量
はＳｉ＝７．５重量％である。
て、Ｆｅの添加量は、ＪＩＳ ＡＣ４ＣでＦｅ＝０．５
５重量％であり、またＪＩＳ ＡＣ４ＣＨでＦｅ＝０．
２重量％である。さらに両種Ａｌ合金において、Ｔｉの
添加量はＴｉ＝０．２重量％であり、またＳｉの添加量
はＳｉ＝７．５重量％である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記制
約の下では、再生材料の利用率が低く、一方、新生材料
の使用率が高くなるため、Ａｌ合金鋳物の生産コストの
上昇は避けられない。その上、鋳造性を考慮すると、Ｓ
ｉ添加量は多い方が良く、またＡｌ合金鋳物のマトリッ
クスの微細化を達成するためには、Ｔｉをその添加量の
上限値を超えて添加すると実現性が一層高くなる。
約の下では、再生材料の利用率が低く、一方、新生材料
の使用率が高くなるため、Ａｌ合金鋳物の生産コストの
上昇は避けられない。その上、鋳造性を考慮すると、Ｓ
ｉ添加量は多い方が良く、またＡｌ合金鋳物のマトリッ
クスの微細化を達成するためには、Ｔｉをその添加量の
上限値を超えて添加すると実現性が一層高くなる。
【０００５】本発明は前記に鑑み、合金元素を増量し、
それに伴って生成される粗大金属間化合物をＡｌ合金鋳
物の靱性に悪影響を与えない程度に細片化し、これによ
り優れた靱性を有するＡｌ合金鋳物を比較的安価に得る
ことのできる前記鋳造方法を提供することを目的とす
る。
それに伴って生成される粗大金属間化合物をＡｌ合金鋳
物の靱性に悪影響を与えない程度に細片化し、これによ
り優れた靱性を有するＡｌ合金鋳物を比較的安価に得る
ことのできる前記鋳造方法を提供することを目的とす
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る高靱性Ａｌ
合金鋳物の鋳造方法は、高靱性Ａｌ合金鋳物を鋳造する
に当り、Ａｌと、合金元素であるＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｆ
ｅおよびＴｉを含むと共にそれら合金元素から選択され
る一種以上を、Ａｌ合金鋳物の靱性を確保すべく規定さ
れた添加量の上限値を越えて含有することにより粗大金
属間化合物を不可避的に含むＡｌ合金素材を用意し、前
記Ａｌ合金素材に加熱処理を施して、そのＡｌ合金素材
より、固相と液相とが共存する半溶融状態を呈し、且つ
液相現出後の時間ｔが３分間≦ｔ≦６分間において前記
粗大金属間化合物を針状金属間化合物に成長変換させた
鋳造材料を調製し、次いで、前記鋳造材料を用いてＡｌ
合金鋳物を加圧成形する過程で、前記針状金属間化合物
を破砕して細片状金属間化合物に変換することを特徴と
する。
合金鋳物の鋳造方法は、高靱性Ａｌ合金鋳物を鋳造する
に当り、Ａｌと、合金元素であるＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｆ
ｅおよびＴｉを含むと共にそれら合金元素から選択され
る一種以上を、Ａｌ合金鋳物の靱性を確保すべく規定さ
れた添加量の上限値を越えて含有することにより粗大金
属間化合物を不可避的に含むＡｌ合金素材を用意し、前
記Ａｌ合金素材に加熱処理を施して、そのＡｌ合金素材
より、固相と液相とが共存する半溶融状態を呈し、且つ
液相現出後の時間ｔが３分間≦ｔ≦６分間において前記
粗大金属間化合物を針状金属間化合物に成長変換させた
鋳造材料を調製し、次いで、前記鋳造材料を用いてＡｌ
合金鋳物を加圧成形する過程で、前記針状金属間化合物
を破砕して細片状金属間化合物に変換することを特徴と
する。
【０００７】
【作用】前記方法によれば、合金元素の添加量につい
て、その上限値に関する制約が緩和されるので、再生材
料の利用率を高めてＡｌ合金鋳物の生産コストを低減す
ることが可能である。
て、その上限値に関する制約が緩和されるので、再生材
料の利用率を高めてＡｌ合金鋳物の生産コストを低減す
ることが可能である。
【０００８】また合金元素の増量に伴う粗大金属間化合
物は、最終的に細片状金属間化合物に変換されるので、
粗大金属間化合物の存在による低靱性化を回避して、Ａ
ｌ合金鋳物の高靱性化を達成することが可能である。
物は、最終的に細片状金属間化合物に変換されるので、
粗大金属間化合物の存在による低靱性化を回避して、Ａ
ｌ合金鋳物の高靱性化を達成することが可能である。
【０００９】さらに、粗大金属間化合物の細片化に当
り、その粗大金属間化合物を破砕され易い針状金属間化
合物に一旦成長変換するので、その細片化を確実に達成
することが可能である。
り、その粗大金属間化合物を破砕され易い針状金属間化
合物に一旦成長変換するので、その細片化を確実に達成
することが可能である。
【００１０】さらにまた、前記針状化は鋳造材料の調製
過程で行われ、また前記細片化はＡｌ合金鋳物の加圧成
形過程で行われるので、それら針状化および細片化のた
めに特別な過程を設ける必要がなく、これはＡｌ合金鋳
物の生産性を向上し、且つその生産コストを低減する上
で有効である。
過程で行われ、また前記細片化はＡｌ合金鋳物の加圧成
形過程で行われるので、それら針状化および細片化のた
めに特別な過程を設ける必要がなく、これはＡｌ合金鋳
物の生産性を向上し、且つその生産コストを低減する上
で有効である。
【００１１】
【実施例】図１は、Ａｌ合金鋳物を鋳造するために用い
られる加圧鋳造装置１を示す。その加圧鋳造装置１は、
鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型２および可動
金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に断面円形の鋳物
成形用キャビティ４およびその下端に連通する小径のゲ
ート５が形成される。固定金型２に鋳造材料６を設置す
るチャンバ７が形成され、そのチャンバ７の上部内側面
にゲート５が開口する。また固定金型２の外側面にチャ
ンバ７に連通するスリーブ８が水平に付設され、そのス
リーブ８にチャンバ７に挿脱される加圧プランジャ９が
摺動自在に嵌合される。
られる加圧鋳造装置１を示す。その加圧鋳造装置１は、
鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型２および可動
金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に断面円形の鋳物
成形用キャビティ４およびその下端に連通する小径のゲ
ート５が形成される。固定金型２に鋳造材料６を設置す
るチャンバ７が形成され、そのチャンバ７の上部内側面
にゲート５が開口する。また固定金型２の外側面にチャ
ンバ７に連通するスリーブ８が水平に付設され、そのス
リーブ８にチャンバ７に挿脱される加圧プランジャ９が
摺動自在に嵌合される。
【００１２】〔実施例１〕この実施例においては、合金
元素ＡＥの全添加量がＡＥ≧５重量％であるＡｌ合金素
材が用いられる。
元素ＡＥの全添加量がＡＥ≧５重量％であるＡｌ合金素
材が用いられる。
【００１３】（Ａ）表１は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金よ
りなるＡｌ合金素材の例１の組成を示す。この例１は、
連続鋳造法の適用下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造
材より切出されたものであるが、その鋳造に当り、初晶
α−Ａｌの微細化を目的とした溶湯の攪拌は行われてい
ない。例１の寸法は直径７６mm、長さ８５mmである。
りなるＡｌ合金素材の例１の組成を示す。この例１は、
連続鋳造法の適用下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造
材より切出されたものであるが、その鋳造に当り、初晶
α−Ａｌの微細化を目的とした溶湯の攪拌は行われてい
ない。例１の寸法は直径７６mm、長さ８５mmである。
【００１４】
【表１】
表１から明らかなように、例１においては、通常のＦｅ
添加量上限値がＦｅ＝０．２重量％であるとすると、そ
のＦｅ添加量が大幅に増加している。この場合、Ｓｉ、
Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝９．２重量％
である。
添加量上限値がＦｅ＝０．２重量％であるとすると、そ
のＦｅ添加量が大幅に増加している。この場合、Ｓｉ、
Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝９．２重量％
である。
【００１５】図２は、Ａｌ合金素材の例１における金属
組織を示す顕微鏡写真である。図２において、濃色の針
状および棒状部分がＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物であ
り、その平均長さは約１２０μｍであって、粗大に晶出
していることが判る。このＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物
は、Ｆｅ添加量の大幅な増加に伴い例１に不可避的に含
まれる。
組織を示す顕微鏡写真である。図２において、濃色の針
状および棒状部分がＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物であ
り、その平均長さは約１２０μｍであって、粗大に晶出
していることが判る。このＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物
は、Ｆｅ添加量の大幅な増加に伴い例１に不可避的に含
まれる。
【００１６】次に、Ａｌ合金素材の例１を誘導加熱装置
の加熱コイル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、出
力 ３７ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存す
る半溶融状態を呈し、且つ５８０℃の鋳造材料の例１を
調製した。この場合、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出
する温度は５５７℃であり、その温度から５８０℃に達
するまでは５分間であった。
の加熱コイル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、出
力 ３７ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存す
る半溶融状態を呈し、且つ５８０℃の鋳造材料の例１を
調製した。この場合、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出
する温度は５５７℃であり、その温度から５８０℃に達
するまでは５分間であった。
【００１７】図３は、鋳造材料の例１の金属組織を示す
顕微鏡写真である。図３において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、針状部分はＡｌＳ
ｉＦｅ系金属間化合物である。
顕微鏡写真である。図３において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、針状部分はＡｌＳ
ｉＦｅ系金属間化合物である。
【００１８】図３から、図２に示すＡｌ合金素材の例１
における粗大ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物が針状ＡｌＳ
ｉＦｅ系金属間化合物に成長変換されていることが判
る。この針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物の平均長さＬ
1 は約４００μｍである。粗大ＡｌＳｉＦｅ系金属間化
合物の針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物への成長変換
は、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出した後に行われ
る。したがって、成長変換に必要な時間ｔは、液相現出
後、ｔ＝５分間である。
における粗大ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物が針状ＡｌＳ
ｉＦｅ系金属間化合物に成長変換されていることが判
る。この針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物の平均長さＬ
1 は約４００μｍである。粗大ＡｌＳｉＦｅ系金属間化
合物の針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物への成長変換
は、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出した後に行われ
る。したがって、成長変換に必要な時間ｔは、液相現出
後、ｔ＝５分間である。
【００１９】その後、図１に示すように、鋳造材料６の
例１をチャンバ７に設置し、加圧プランジャ９の移動速
度 ０．０７ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃、例１のゲ
ート通過速度 ２ｍ／sec 、ゲート通過時の例１の剪断
速度 １４０sec -1の条件で例１を加圧しつつゲート５
を通過させてキャビティ４内に高速層流逐次充填した。
そして、加圧プランジャ９をストローク終端に保持する
ことによってキャビティ４内に充填された例１に加圧力
を付与し、その加圧下で例１を凝固させてＡｌ合金鋳物
の例１を得た。
例１をチャンバ７に設置し、加圧プランジャ９の移動速
度 ０．０７ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃、例１のゲ
ート通過速度 ２ｍ／sec 、ゲート通過時の例１の剪断
速度 １４０sec -1の条件で例１を加圧しつつゲート５
を通過させてキャビティ４内に高速層流逐次充填した。
そして、加圧プランジャ９をストローク終端に保持する
ことによってキャビティ４内に充填された例１に加圧力
を付与し、その加圧下で例１を凝固させてＡｌ合金鋳物
の例１を得た。
【００２０】図４は、Ａｌ合金鋳物の例１における金属
組織を示す顕微鏡写真である。図４において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、細片状
部分はＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物である。
組織を示す顕微鏡写真である。図４において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、細片状
部分はＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物である。
【００２１】図４から、図３に示す鋳造材料の例１にお
ける針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物が細片状ＡｌＳｉ
Ｆｅ系金属間化合物に変換されていることが判る。これ
は、ゲート５通過時に例１に剪断力が付与されることに
起因する。この細片状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物の平
均長さＬ2 は約８０μｍである。
ける針状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物が細片状ＡｌＳｉ
Ｆｅ系金属間化合物に変換されていることが判る。これ
は、ゲート５通過時に例１に剪断力が付与されることに
起因する。この細片状ＡｌＳｉＦｅ系金属間化合物の平
均長さＬ2 は約８０μｍである。
【００２２】表２は、Ａｌ合金素材の例１とＡｌ合金鋳
物の例１に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
物の例１に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
【００２３】
【表２】
表２から明らかなように、Ａｌ合金鋳物の例１において
は、金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合
金素材の例１に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例１は優れた靱性を有す
ることが判る。
は、金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合
金素材の例１に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例１は優れた靱性を有す
ることが判る。
【００２４】またＡｌ合金鋳物の例１において、伸びの
最大値は５％、最小値は３．２％であり、一方、極限強
さの最大値は２７５ＭＰａ、最小値は２６５ＭＰａであ
って、伸びおよび極限強さに関するばらつきが比較的小
さい。このことから、前記方法によれば、高靱性Ａｌ合
金鋳物を安定して鋳造することができる。
最大値は５％、最小値は３．２％であり、一方、極限強
さの最大値は２７５ＭＰａ、最小値は２６５ＭＰａであ
って、伸びおよび極限強さに関するばらつきが比較的小
さい。このことから、前記方法によれば、高靱性Ａｌ合
金鋳物を安定して鋳造することができる。
【００２５】前記のように、Ａｌ合金鋳物の加圧成形過
程において、鋳造材料に剪断力を付与して金属間化合物
を細片化するためには、鋳造材料における針状金属間化
合物が所定の平均長さＬ1 を有し、破砕され易いことが
必要である。
程において、鋳造材料に剪断力を付与して金属間化合物
を細片化するためには、鋳造材料における針状金属間化
合物が所定の平均長さＬ1 を有し、破砕され易いことが
必要である。
【００２６】そこで、前記同様の鋳造方法において、液
相現出後、成長変換に必要な時間ｔを種々変更して、そ
の時間ｔと針状金属間化合物の平均長さＬ1 との関係を
調べたところ、図５の結果を得た。
相現出後、成長変換に必要な時間ｔを種々変更して、そ
の時間ｔと針状金属間化合物の平均長さＬ1 との関係を
調べたところ、図５の結果を得た。
【００２７】また各種平均長さの針状金属間化合物を有
する鋳造材料について、その金属間化合物の細片化につ
いて考察したところ、針状金属間化合物の平均長さＬ1
が１５０μｍ≦Ｌ1 ≦５００μｍであれば、その針状金
属間化合物を、平均長さＬ2が２０μｍ≦Ｌ2 ≦１２０
μｍである細片状金属間化合物に変換し得ることが確認
された。
する鋳造材料について、その金属間化合物の細片化につ
いて考察したところ、針状金属間化合物の平均長さＬ1
が１５０μｍ≦Ｌ1 ≦５００μｍであれば、その針状金
属間化合物を、平均長さＬ2が２０μｍ≦Ｌ2 ≦１２０
μｍである細片状金属間化合物に変換し得ることが確認
された。
【００２８】したがって、図５より、成長変換に必要な
時間ｔは、液相現出後、３分間≦ｔ≦６分間に設定すれ
ばよいことが明らかである。この場合、Ａｌ合金素材の
例１において液相現出温度は５５７℃、液相現出後３分
間経過時における鋳造材料の例１の温度は５６７℃、液
相現出後６分間経過時における鋳造材料の例１の温度は
５９０℃である。したがって成長変換に当り、前記平均
長さＬ1 を満足するためには、温度上では鋳造材料の例
１を５６７℃以上、５９０℃以下に保持すればよい。
時間ｔは、液相現出後、３分間≦ｔ≦６分間に設定すれ
ばよいことが明らかである。この場合、Ａｌ合金素材の
例１において液相現出温度は５５７℃、液相現出後３分
間経過時における鋳造材料の例１の温度は５６７℃、液
相現出後６分間経過時における鋳造材料の例１の温度は
５９０℃である。したがって成長変換に当り、前記平均
長さＬ1 を満足するためには、温度上では鋳造材料の例
１を５６７℃以上、５９０℃以下に保持すればよい。
【００２９】なお、針状金属間化合物の平均長さＬ1 が
Ｌ1 ＜１５０μｍでは、その太さが増すため細片化しに
くくなり、一方、Ｌ1 ＞５００μｍの領域では初晶α−
Ａｌが粗大化して成形性が悪化する。
Ｌ1 ＜１５０μｍでは、その太さが増すため細片化しに
くくなり、一方、Ｌ1 ＞５００μｍの領域では初晶α−
Ａｌが粗大化して成形性が悪化する。
【００３０】（Ｂ）表３は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金よ
りなるＡｌ合金素材の例２の組成を示す。その例２の製
造方法および寸法は前記（Ａ）と同様である。
りなるＡｌ合金素材の例２の組成を示す。その例２の製
造方法および寸法は前記（Ａ）と同様である。
【００３１】
【表３】
表３から明らかなように、例２においては、通常のＴｉ
添加量上限値がＴｉ＝０．２重量％であるとすると、そ
のＴｉ添加量が大幅に増加している。このＴｉの増量に
よってマトリックスの微細化が達成されているが、この
例２には粗大ＴｉＡｌ系金属間化合物が不可避的に含ま
れている。この場合、Ｓｉ、Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全
添加量はＡＥ＝９．４重量％である。
添加量上限値がＴｉ＝０．２重量％であるとすると、そ
のＴｉ添加量が大幅に増加している。このＴｉの増量に
よってマトリックスの微細化が達成されているが、この
例２には粗大ＴｉＡｌ系金属間化合物が不可避的に含ま
れている。この場合、Ｓｉ、Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全
添加量はＡＥ＝９．４重量％である。
【００３２】次いで、Ａｌ合金素材の例２を前記（Ａ）
と同一条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶融
状態を呈し、且つ５８１℃の鋳造材料の例２を調製し
た。この場合、Ａｌ合金素材の例２に液相が現出する温
度は５５７℃であり、成長変換に必要な時間ｔは、液相
現出後、ｔ＝５分間に設定された。
と同一条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶融
状態を呈し、且つ５８１℃の鋳造材料の例２を調製し
た。この場合、Ａｌ合金素材の例２に液相が現出する温
度は５５７℃であり、成長変換に必要な時間ｔは、液相
現出後、ｔ＝５分間に設定された。
【００３３】図６は、鋳造材料の例２の金属組織を示す
顕微鏡写真である。図６において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、針状部分はＴｉＡ
ｌ系金属間化合物である。
顕微鏡写真である。図６において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、針状部分はＴｉＡ
ｌ系金属間化合物である。
【００３４】図６から、Ａｌ合金素材の例２における粗
大ＴｉＡｌ系金属間化合物が針状ＴｉＡｌ系金属間化合
物に成長変換されていることが判る。この針状ＴｉＡｌ
系金属間化合物の平均長さＬ1 は約４００μｍである。
大ＴｉＡｌ系金属間化合物が針状ＴｉＡｌ系金属間化合
物に成長変換されていることが判る。この針状ＴｉＡｌ
系金属間化合物の平均長さＬ1 は約４００μｍである。
【００３５】また、この工程ではマトリックスを構成す
る初晶α−Ａｌが粗大化することはなく、したがって、
初晶α−Ａｌの大きさはＡｌ合金素材のそれと略同等で
ある。よって図６から、Ｔｉの増量に伴い初晶α−Ａｌ
が微細化されていることが判る。
る初晶α−Ａｌが粗大化することはなく、したがって、
初晶α−Ａｌの大きさはＡｌ合金素材のそれと略同等で
ある。よって図６から、Ｔｉの増量に伴い初晶α−Ａｌ
が微細化されていることが判る。
【００３６】その後、鋳造材料の例２を用い、前記
（Ａ）と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金
鋳物の例２を得た。
（Ａ）と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金
鋳物の例２を得た。
【００３７】図７は、Ａｌ合金鋳物の例２における金属
組織を示す顕微鏡写真である。図７において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、細片状
部分はＴｉＡｌ系金属間化合物である。
組織を示す顕微鏡写真である。図７において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶Ｓｉ、細片状
部分はＴｉＡｌ系金属間化合物である。
【００３８】図７から、図６に示す鋳造材料の例２にお
ける針状ＴｉＡｌ系金属間化合物が細片状ＴｉＡｌ系金
属間化合物に変換されていることが判る。これは、ゲー
ト５通過時に例２に剪断力が付与されることに起因す
る。この細片状ＴｉＡｌ系金属間化合物の平均長さＬ2
は約７０μｍである。
ける針状ＴｉＡｌ系金属間化合物が細片状ＴｉＡｌ系金
属間化合物に変換されていることが判る。これは、ゲー
ト５通過時に例２に剪断力が付与されることに起因す
る。この細片状ＴｉＡｌ系金属間化合物の平均長さＬ2
は約７０μｍである。
【００３９】表４は、Ａｌ合金素材の例２とＡｌ合金鋳
物の例２に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
物の例２に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
【００４０】
【表４】
表４から明らかなように、Ａｌ合金鋳物の例２において
は、金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合
金素材の例２に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例２は優れた靱性を有す
ることが判る。
は、金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合
金素材の例２に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例２は優れた靱性を有す
ることが判る。
【００４１】またＡｌ合金鋳物の例２において、伸びの
最大値は１５．２％、最小値は１１．２％であり、一
方、極限強さの最大値は３１１ＭＰａ、最小値は２８９
ＭＰａであって、伸びおよび極限強さに関するばらつき
が比較的小さい。このことから、前記方法によれば、高
靱性Ａｌ合金鋳物を安定して鋳造することができる。
最大値は１５．２％、最小値は１１．２％であり、一
方、極限強さの最大値は３１１ＭＰａ、最小値は２８９
ＭＰａであって、伸びおよび極限強さに関するばらつき
が比較的小さい。このことから、前記方法によれば、高
靱性Ａｌ合金鋳物を安定して鋳造することができる。
【００４２】〔実施例２〕この実施例においては、合金
元素ＡＥの全添加量がＡＥ＜５重量％であるＡｌ合金素
材が用いられる。このように合金元素ＡＥの全添加量を
規定する理由はＡｌ合金鋳物の展伸性を高めて、その靱
性を実施例１のものよりも向上させることにある。
元素ＡＥの全添加量がＡＥ＜５重量％であるＡｌ合金素
材が用いられる。このように合金元素ＡＥの全添加量を
規定する理由はＡｌ合金鋳物の展伸性を高めて、その靱
性を実施例１のものよりも向上させることにある。
【００４３】表５は、Ａｌ合金素材の例１の組成を示
す。その例１の製造方法および寸法は実施例１と同様で
ある。
す。その例１の製造方法および寸法は実施例１と同様で
ある。
【００４４】
【表５】
この系のＡｌ合金においては、通常のＴｉ添加量がＴｉ
＝０．０２重量％であるとすると、そのＴｉ添加量が大
幅に増加している。このＴｉの増量によってマトリック
スの微細化が達成されているが、この例１には粗大Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物が不可避的に含まれている。この場
合、Ｓｉ、Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝
４．８重量％である。
＝０．０２重量％であるとすると、そのＴｉ添加量が大
幅に増加している。このＴｉの増量によってマトリック
スの微細化が達成されているが、この例１には粗大Ｔｉ
Ａｌ系金属間化合物が不可避的に含まれている。この場
合、Ｓｉ、Ｍｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝
４．８重量％である。
【００４５】次いで、Ａｌ合金素材の例１を実施例１と
同一条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状
態を呈し、且つ６２８℃の鋳造材料の例１を調製した。
この場合、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出する温度は
５５５℃であり、その温度から６２８℃に達するまでは
３分間であった。
同一条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状
態を呈し、且つ６２８℃の鋳造材料の例１を調製した。
この場合、Ａｌ合金素材の例１に液相が現出する温度は
５５５℃であり、その温度から６２８℃に達するまでは
３分間であった。
【００４６】図８は、鋳造材料の例１の金属組織を示す
顕微鏡写真である。図８において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、針状部分はＴｉＡｌ系金属間化合物（一部は塊状
をなす）である。
顕微鏡写真である。図８において、球状部分は初晶α−
Ａｌ、針状部分はＴｉＡｌ系金属間化合物（一部は塊状
をなす）である。
【００４７】図８から、Ａｌ合金素材の例１における粗
大ＴｉＡｌ系金属間化合物が、針状ＴｉＡｌ系金属間化
合物に成長変換されていることが判る。この針状ＴｉＡ
ｌ系金属間化合物の平均長さＬ1 は約１５０μｍであ
り、したがって、成長変換に必要な時間ｔは、液相現出
後、ｔ＝３分間である（図５参照）。この場合、Ａｌ合
金素材の例１において液相現出温度は５５５℃、液相現
出後３分間経過時における鋳造材料の例１の温度は６２
８℃、液相現出後６分間経過時における鋳造材料の例１
の温度は６４５℃である。したがって成長変換に当り、
前記平均長さＬ1を満足するためには、温度上では鋳造
材料の例１を６２８℃以上、６４５℃以下に保持すれば
よい。
大ＴｉＡｌ系金属間化合物が、針状ＴｉＡｌ系金属間化
合物に成長変換されていることが判る。この針状ＴｉＡ
ｌ系金属間化合物の平均長さＬ1 は約１５０μｍであ
り、したがって、成長変換に必要な時間ｔは、液相現出
後、ｔ＝３分間である（図５参照）。この場合、Ａｌ合
金素材の例１において液相現出温度は５５５℃、液相現
出後３分間経過時における鋳造材料の例１の温度は６２
８℃、液相現出後６分間経過時における鋳造材料の例１
の温度は６４５℃である。したがって成長変換に当り、
前記平均長さＬ1を満足するためには、温度上では鋳造
材料の例１を６２８℃以上、６４５℃以下に保持すれば
よい。
【００４８】前記調製工程ではマトリックスを構成する
初晶α−Ａｌが粗大化することはなく、したがって初晶
α−Ａｌの大きさはＡｌ合金素材のそれと略同等であ
る。よって図８から、Ｔｉの増量に伴い初晶α−Ａｌが
微細化されていることが判る。
初晶α−Ａｌが粗大化することはなく、したがって初晶
α−Ａｌの大きさはＡｌ合金素材のそれと略同等であ
る。よって図８から、Ｔｉの増量に伴い初晶α−Ａｌが
微細化されていることが判る。
【００４９】その後、鋳造材料の例１を用い、実施例１
と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金鋳物の
例１を得た。
と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金鋳物の
例１を得た。
【００５０】図９は、Ａｌ合金鋳物の例１における金属
組織を示す顕微鏡写真である。図９において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、細片状部分はＴｉＡｌ系金属間化合物
である。
組織を示す顕微鏡写真である。図９において、球状部分
は初晶α−Ａｌ、細片状部分はＴｉＡｌ系金属間化合物
である。
【００５１】図９から、図８に示す鋳造材料の例１にお
ける針状ＴｉＡｌ系金属間化合物が細片状ＴｉＡｌ系金
属間化合物に変換されていることが判る。これは、ゲー
ト５通過時に例１に剪断力が付与されることに起因す
る。この細片状ＴｉＡｌ系金属間化合物の平均長さＬ2
は約５０μｍである。
ける針状ＴｉＡｌ系金属間化合物が細片状ＴｉＡｌ系金
属間化合物に変換されていることが判る。これは、ゲー
ト５通過時に例１に剪断力が付与されることに起因す
る。この細片状ＴｉＡｌ系金属間化合物の平均長さＬ2
は約５０μｍである。
【００５２】表６は、Ａｌ合金素材の例１とＡｌ合金鋳
物の例１に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
物の例１に関する伸びの平均値と極限強さの平均値とを
示す。
【００５３】
【表６】
表６から明らかなように、Ａｌ合金鋳物の例１において
は金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合金
素材の例１に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例１は優れた靱性を有す
ることが判る。またＡｌ合金鋳物の例１において、伸び
の最大値は１５．２％、最小値は９％であり、一方、極
限強さの最大値は４７４ＭＰａ、最小値は３０５ＭＰａ
であって、伸びおよび極限強さに関するばらつきが比較
的小さい。このことから、前記方法によれば、高靱性Ａ
ｌ合金鋳物を安定して鋳造することができる。
は金属間化合物が細片化されていることから、Ａｌ合金
素材の例１に比べて伸びおよび極限強さが向上してお
り、したがってＡｌ合金鋳物の例１は優れた靱性を有す
ることが判る。またＡｌ合金鋳物の例１において、伸び
の最大値は１５．２％、最小値は９％であり、一方、極
限強さの最大値は４７４ＭＰａ、最小値は３０５ＭＰａ
であって、伸びおよび極限強さに関するばらつきが比較
的小さい。このことから、前記方法によれば、高靱性Ａ
ｌ合金鋳物を安定して鋳造することができる。
【００５４】その上、Ａｌ合金鋳物の例１は、実施例１
におけるＡｌ合金鋳物の例１，２に比べても、伸びが大
きく、その上極限強さも高い。これは、合金元素ＡＥの
全添加量がＡＥ＜５重量％であることに起因する。
におけるＡｌ合金鋳物の例１，２に比べても、伸びが大
きく、その上極限強さも高い。これは、合金元素ＡＥの
全添加量がＡＥ＜５重量％であることに起因する。
【００５５】表７は、Ａｌ合金素材の比較例の組成を示
す。この比較例は、溶湯の攪拌を伴う連続鋳造法の適用
下で鋳造された長尺連続鋳造材より切出されたものであ
り、寸法は実施例１と同様である。この場合、Ｓｉ、Ｍ
ｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝３．２５重量％
である。
す。この比較例は、溶湯の攪拌を伴う連続鋳造法の適用
下で鋳造された長尺連続鋳造材より切出されたものであ
り、寸法は実施例１と同様である。この場合、Ｓｉ、Ｍ
ｇ等の合金元素ＡＥの全添加量はＡＥ＝３．２５重量％
である。
【００５６】
【表７】
次いで、Ａｌ合金素材の比較例を実施例１と同一条件で
加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状態を呈し、
且つ６３９℃の鋳造材料の比較例を調製した。
加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状態を呈し、
且つ６３９℃の鋳造材料の比較例を調製した。
【００５７】図１０は鋳造材料の比較例の金属組織を示
す顕微鏡写真である。図１０において、球状部分は初晶
α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶ＡｌＳｉＭｇ系金属
間化合物であり、その金属間化合物の偏析が生じている
ことが判る。
す顕微鏡写真である。図１０において、球状部分は初晶
α−Ａｌ、小さい黒点状部分は共晶ＡｌＳｉＭｇ系金属
間化合物であり、その金属間化合物の偏析が生じている
ことが判る。
【００５８】その後、鋳造材料の比較例を用い、実施例
１と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金鋳物
の比較例を得た。
１と同一条件で加圧成形を行うことによりＡｌ合金鋳物
の比較例を得た。
【００５９】表８は、Ａｌ合金鋳物の比較例５個につい
ての伸びおよび極限強さを示す。
ての伸びおよび極限強さを示す。
【００６０】
【表８】
表８から明らかなように、Ａｌ合金鋳物の比較例の場
合、前記偏析に起因して、特に、伸びについて最大値と
最小値との間に１５％の差が生じていてばらつきが大き
く、したがって比較例方法では高靱性Ａｌ合金鋳物を安
定して鋳造することが困難である。
合、前記偏析に起因して、特に、伸びについて最大値と
最小値との間に１５％の差が生じていてばらつきが大き
く、したがって比較例方法では高靱性Ａｌ合金鋳物を安
定して鋳造することが困難である。
【００６１】なお、合金元素ＡＥの全添加量がＡＥ≧５
重量％であるＡｌ合金素材の連続鋳造過程では攪拌を行
っても、或は行わなくても前記のような偏析は生じない
ので、初晶α−Ａｌを微細化し、また金属組織を均一化
するためには攪拌を行った方が有利である。また前記成
長変換は、鋳造材料を恒温保持することによっても行わ
れる。
重量％であるＡｌ合金素材の連続鋳造過程では攪拌を行
っても、或は行わなくても前記のような偏析は生じない
ので、初晶α−Ａｌを微細化し、また金属組織を均一化
するためには攪拌を行った方が有利である。また前記成
長変換は、鋳造材料を恒温保持することによっても行わ
れる。
【００６２】
【発明の効果】本発明によれば、前記のように特定され
た手段を採用することによって、優れた靱性を有するＡ
ｌ合金鋳物を生産性良く、且つ低コストで得ることがで
きる。
た手段を採用することによって、優れた靱性を有するＡ
ｌ合金鋳物を生産性良く、且つ低コストで得ることがで
きる。
【図１】加圧鋳造装置の縦断面図である。
【図２】Ａｌ合金素材の第１の金属組織を示す顕微鏡写
真である。
真である。
【図３】鋳造材料の第１例の金属組織を示す顕微鏡写真
である。
である。
【図４】Ａｌ合金鋳物の第１例の金属組織を示す顕微鏡
写真である。
写真である。
【図５】成長変換に必要な時間ｔと針状金属間化合物の
平均長さＬ2 との関係を示すグラフである。
平均長さＬ2 との関係を示すグラフである。
【図６】鋳造材料の第２例の金属組織を示す顕微鏡写真
である。
である。
【図７】Ａｌ合金鋳物の第２例の金属組織を示す顕微鏡
写真である。
写真である。
【図８】鋳造材料の第３例の金属組織を示す顕微鏡写真
である。
である。
【図９】Ａｌ合金鋳物の第３例の金属組織を示す顕微鏡
写真である。
写真である。
【図１０】鋳造材料の比較例の金属組織を示す顕微鏡写
真である。
真である。
【符号の説明】
１ 加圧鋳造装置
２，３ 固定、可動金型
４ キャビティ
５ ゲート
６ 鋳造材料
９ 加圧プランジャ
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平５−245609（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−141543（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−305409（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−285625（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−261503（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 17/22
B22D 21/04
B22D 1/00
Claims (2)
- 【請求項１】 高靱性Ａｌ合金鋳物を鋳造するに当り、
Ａｌと、合金元素であるＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｆｅおよび
Ｔｉを含むと共にそれら合金元素から選択される一種以
上を、Ａｌ合金鋳物の靱性を確保すべく規定された添加
量の上限値を越えて含有することにより粗大金属間化合
物を不可避的に含むＡｌ合金素材を用意し、前記Ａｌ合
金素材に加熱処理を施して、そのＡｌ合金素材より、固
相と液相とが共存する半溶融状態を呈し、且つ液相現出
後の時間ｔが３分間≦ｔ≦６分間において前記粗大金属
間化合物を針状金属間化合物に成長変換させた鋳造材料
を調製し、次いで、前記鋳造材料を用いてＡｌ合金鋳物
を加圧成形する過程で、前記針状金属間化合物を破砕し
て細片状金属間化合物に変換することを特徴とする高靱
性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法。 - 【請求項２】 前記Ａｌ合金素材は、前記合金元素ＡＥ
の全添加量がＡＥ＜５重量％に設定された連続鋳造材で
ある、請求項１記載の高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12573794A JP3393706B2 (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12573794A JP3393706B2 (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07308746A JPH07308746A (ja) | 1995-11-28 |
| JP3393706B2 true JP3393706B2 (ja) | 2003-04-07 |
Family
ID=14917545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12573794A Expired - Fee Related JP3393706B2 (ja) | 1994-05-16 | 1994-05-16 | 高靱性Ａｌ合金鋳物の鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3393706B2 (ja) |
-
1994
- 1994-05-16 JP JP12573794A patent/JP3393706B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07308746A (ja) | 1995-11-28 |
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