JP6419742B2 - アルミニウム合金部材およびその製造方法 - Google Patents
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(1)本発明のアルミニウム合金部材(単に「Al合金部材」ともいう。)の製造方法は、固相線温度(Ts)と液相線温度(Tl)の温度差である相間温度差(ΔT=Tl−Ts)が20℃以上ある亜共晶アルミニウム合金(「亜共晶Al合金」という。)からなる鋳造組織を有するアルミニウム合金部材の製造方法であって、加圧雰囲気中で、Ts以上でTl未満である溶体化温度に、前記亜共晶Al合金からなる鋳物を加熱する溶体化工程を含む熱処理を行い、前記鋳造組織は、気孔率が0.5%以下であり、結晶粒径が50μm以上であると共に円形度が0.6以上であるデンドライト状の初晶アルミニウム(「初晶Al」という。)からなる結晶粒を30個数%以上含むことを特徴とする。
本発明は、上述した製造方法としてのみならず、機械的特性に優れた鋳物からなるAl合金部材としても把握できる。すなわち本発明は、固相線温度と液相線温度の温度差である相間温度差が20℃以上ある亜共晶Al合金からなる鋳造組織を有するアルミニウム合金部材であって、前記鋳造組織は、気孔率が0.5%以下であり、結晶粒径が50μm以上であると共に円形度が0.6以上であるデンドライト状の初晶Alからなる結晶粒を30個数%以上含むことを特徴とするアルミニウム合金部材としても把握できる。
本発明は、さらに、上述した製造方法としてのみならず、それを実施できる製造装置としても把握できる。すなわち本発明は、固相線温度と液相線温度の温度差である相間温度差が20℃以上ある亜共晶Al合金の鋳物に熱処理を施してアルミニウム合金部材を得るための製造装置であって、前記鋳物を気密状態で収容できる処理炉と、該鋳物内に液相が生じ得る溶体化温度以上の加熱温度(例えば700℃)まで該処理炉内を昇温できる加熱手段と、該処理炉内を所望のガス圧(例えば0.5〜15MPa)に加圧できる加圧手段と、該加熱手段と該加圧手段を制御する制御手段(調温手段と調圧手段)と、を備えることを特徴とするアルミニウム合金部材の製造装置としても把握できる。
(1)本発明でいう溶体化温度は、固相線温度(Ts)と液相線温度(Tl)の中間温度であり、亜共晶Al合金からなる鋳物内に液相を生じ得る温度である。この溶体化温度が過大になると、鋳物の概形が保持され難くなる。このため溶体化温度は、溶体化処理の促進や結晶粒の粒状化等を図れる範囲内で、固相線温度近傍の温度であると好ましい。
亜共晶Al合金(単に「Al合金」ともいう。)は、固相線温度(Ts)と液相線温度(Tl)の温度差である相間温度差(ΔT=Tl−Ts)が20℃以上、30℃以上さらには40℃以上となる合金組成を有する。ここでいう液相線温度(Tl)とは、液相状態の合金から固相が出現し始める温度である。また固相線温度(Ts)は、液相を含む状態から完全に固相単一の状態となる温度である。鋳造過程における凝固は、一般的な状態図で示される平衡状態で進行することはなく、通常、非平衡状態で進行し、その結果として鋳物が得られる。そこで、Al合金の液相線温度(Tl)または固相線温度(Ts)は、例えば、示差走査熱量測定(DSC)によるDSC曲線による融解温度または溶融状態にある合金を測温しながら型内で冷却して得られる凝固曲線から求まる凝固温度として特定するとよい。これらの温度に基づいて、各種Al合金の溶体化処理温度が決定されると好ましい。なお、合金組成が概知であれば、熱力学平衡計算および状態図計算を行う熱力学計算システム(例えば「Thermo-calc」を用いたScheilの凝固シミュレーションにより、液相線温度(Tl)、固相線温度(Ts)を推定することも可能である。
Al合金は、Siを3〜11%、3.5〜10%、4.5〜9%さらには5.5〜8%含むと好ましい。Siが過少では鋳造性が低下して、割れやパイプ状の引け巣等の鋳造欠陥が発生し易くなる。Siが過多になると、脆弱なSi粒子の晶出量が増加し、機械的特性(特に伸びや強度)が低下し易くなる。ちなみにAl―Si合金の共晶点はSi:12.6%である。
Al合金は、Mgを0.15〜1.5%、0.3〜1.2%、0.4〜0.9%さらには0.5〜0.65%含むと好ましい。MgはAl基地に固溶してAl基地を強化し得る。またMgは、Siが共存する場合、熱処理によりMg2Siとして析出して、Al合金の機械的強度(引張強さ、耐力等)を向上させ得る。Mgが過少では、そのような効果が乏しくなる。Mgが過多では、Al合金の延性や靭性が低下し得る。
Al合金は、Tiを0.05〜0.5%さらには0.07〜0.3%含むと好ましい。またZrを0.05〜0.5%さらには0.07〜0.3%含むと好ましい。この範囲内であれば、TiとZrの両方が含まれてもよい。TiまたはZrは、結晶粒を微細化させると共に、Al基地を固溶強化あるいは析出強化させる。また、TiまたはZrにより結晶粒が十分微細化されることにより、晶出物が等方的に分布した(偏析の少ない)鋳造組織が得られ易くなる。TiまたはZrが過少では、そのような効果が乏しくなる。特に鋳型からの指向性が強い場合、柱状晶が発達し易くなり、溶体化処理時の加圧効果(鋳巣抑制等)が低下し得る。TiまたはZrが過多では、鋳造組織中に粗大なTi化合物またはZr化合物が晶出して、Al合金の機械的特性が低下し得る。
本発明のAl合金部材(熱処理後の鋳物)は、次のような鋳造組織からなると、機械的特性に優れて好ましい。先ず、気孔率が0.5%以下、0.3%以下、0.1%以下さらには0.05%以下であると好ましい。気孔率が過大ではAl合金部材の機械的特性(特に強度)の向上が望めない。
(1)溶体化工程
本発明に係る溶体化工程は、Al基地中に合金元素を十分にかつ均一的に固溶させるためになされるが、通常の溶体化処理とは異なる処理温度および処理雰囲気でなされる。
溶体化工程後の鋳物は、通常、急冷(いわゆる焼入れ)されて、合金元素が過飽和に固溶した状態の鋳造組織となる。Al合金組成、鋳物の形態(肉厚等)等を考慮して、冷却媒体(水、温水、油等)や冷却方法(噴霧、浸漬等)を適宜選択することにより、適切な冷却速度で溶体化工程後の鋳物を急冷できる。溶体化工程後の鋳物を温水または油に浸漬して急冷すると、鋳物の割れ等を抑止できて好ましい。
本発明のAl合金部材は鋳造材(鋳物)からなり、種々の鋳造方法により得ることができる。このような鋳物の鋳造方法として、重力鋳造、低圧鋳造若しくはダイカスト、砂型鋳造若しくは金型鋳造等がある。但し、本発明のAl合金部材は、熱処理された鋳物であり、熱処理されない鋳物は対象外である。従って、一般的に熱処理されないダイカスト鋳物等は本発明のAl合金部材の対象外となる。
《試料の製造》
(1)鋳造
表1に示す各合金組成に配合された原料を溶解して、種々の溶湯を調製した。これらの溶湯を舟型状の金型(JIS7号)に注湯し、大気中で自然冷却させて凝固させた(鋳造工程)。
(2)熱処理
こうして得られた各鋳物に対してT6熱処理(JIS)を行った。具体的には、表1に示すように、次のような熱処理を行った。先ず、各鋳物を、約7MPaに調整したArガス雰囲気中で、560℃×60分間保持した(溶体化工程)。この加熱温度は、各固相線温度(Ts)以上であるが、液相線温度(Tl)よりは十分に低く、液相が僅かに出現する温度である。
(1)引張試験
熱処理後の各供試材の肉厚中心部から採取した平衡部5mmの丸棒引張試験片を用いて引張試験を行った。引張試験は、オートグラフ(株式会社島津製作所製)により、クロスヘッド速度0.5mm/minとして行った。0.2%耐力は、ビデオ伸び計により得れた変位と荷重に基づいて算出された応力−歪み曲線から求めた。なお、各試験は室温雰囲気で行った。こうして各試料について得られた引張強さ、0.2%耐力および伸びを表1に併せて示した。
各試料に係る鋳造組織を次のように観察して、その形態を特定した。先ず、各供試材から切り出した観察片を鏡面まで研磨する。鏡面に仕上げた観察片に対して、さらに電解エッチングを行った。なお、電解エッチングは、電解液としてバカー氏液を用いて、陰極にステンレス板、陽極に供試材を結線し、直流電源:20V、通電時間:60〜120秒として行った。
試料1〜5に係る鋳造組織は、気孔率が0.3以下(未満)であり、殆ど(少なくとも30%以上)の初晶Alの結晶粒は結晶粒径が50μm以上で円形度が0.6以上となっていた。
《試料の製造》
表1に示した試料2と同組成からなる鋳物を、実施例1と同様に複数製造した。各鋳物に、実施例1の場合と同様な熱処理を施した。但し、溶体化処理条件(加熱温度と加熱時間)は、表2に示すように種々変更して行った。なお、加圧雰囲気はArガス雰囲気とした。こうして表2に示す種々の試料を得た。
各試料の密度をアルキメデス法により測定した。なお、密度の測定は、熱処理後のみならず、熱処理前にも予め行っておいた。こうして求めた各試料に係る熱処理前・後の密度を表2に併せて示した。既述した方法により算出した気孔率(100×(ρ0−ρ)/ρ0)も表2に併せて示した。この場合も真密度:ρ0は2.681g/cm3とした。
加圧雰囲気中で液相の出現する温度域で溶体化処理した試料21〜23はいずれも、熱処理後に密度が上昇しており、気孔率も0.3%以下となっていた。一方、同じ加圧雰囲気中でも、固相温度域(固相線温度未満)で溶体化処理された試料C21は、熱処理前後で密度が殆ど変化しておらず、鋳巣が残留したままとなった。
《試料の製造と測定》
実施例2の場合と同様に複数の鋳物を製造した。各鋳物に、実施例1の場合と同様な熱処理を施したが、溶体化処理の加圧雰囲気を表3に示すように種々変更した。こうして得られた各試料の熱処理前後の密度をアルキメデス法により測定し、その変化量と気孔率を表3に併せて示した。
液相の出現する温度域(固相線温度以上)で溶体化処理する場合、無加圧雰囲気は勿論、加圧雰囲気でも圧力が過小であると、熱処理前後で密度が殆ど変化せず、気孔率も0.5%超となり、鋳巣を十分に潰せなかった。
試料23、試料C21および試料C32について、熱処理前・後の鋳造組織を前述した偏光顕微鏡で観察した写真を、それぞれ図1A〜図3Bに示した。これらを比較すると明らかなように、本発明のように固相線温度以上かつ加圧雰囲気で溶体化処理を行うことにより、それ以外の場合には得られない所望の緻密な鋳造組織が初めて得られたことがわかる。なお、各組織写真中、黒色部分が空孔(気孔)であり、淡灰色部分が初晶Alであり、農灰色部分が化合物相である。
Claims (10)
- 固相線温度(Ts)と液相線温度(Tl)の温度差である相間温度差(ΔT=Tl−Ts)が20℃以上ある亜共晶アルミニウム合金(「亜共晶Al合金」という。)からなる鋳造組織を有するアルミニウム合金部材の製造方法であって、
加圧雰囲気中で、Ts以上でTl未満である溶体化温度に、前記亜共晶Al合金からなる鋳物を加熱する溶体化工程を含む熱処理を行い、
前記鋳造組織は、気孔率が0.5%以下であり、結晶粒径が50μm以上であると共に円形度が0.6以上であるデンドライト状の初晶アルミニウム(「初晶Al」という。)からなる結晶粒を30個数%以上含むことを特徴とするアルミニウム合金部材の製造方法。 - 前記加圧雰囲気は、0.5MPa〜15MPaの静水圧が印加される雰囲気である請求項1に記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
- 前記溶体化温度は、(Ts+25℃)以下である請求項1または2に記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
- 前記溶体化温度は、(Ts+0.5ΔT)以下である請求項1または2に記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
- 前記溶体化温度は、(Ts+3℃)以上である請求項1〜4のいずれかに記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
- 前記溶体化温度の保持時間は、90分間以下である請求項1〜5のいずれかに記載のアルミニウム合金部材の製造方法。
- 固相線温度と液相線温度の温度差である相間温度差が20℃以上ある亜共晶Al合金からなる鋳造組織を有するアルミニウム合金部材であって、
前記鋳造組織は、
気孔率が0.5%以下であり、
結晶粒径が50μm以上であると共に円形度が0.6以上であるデンドライト状の初晶Alからなる結晶粒を30個数%以上含むことを特徴とするアルミニウム合金部材。 - 前記亜共晶Al合金は、全体を100質量%(単に「%」という。)として、Si:3〜11%含む請求項7に記載のアルミニウム合金部材。
- 前記亜共晶Al合金は、さらに、Mg:0.15〜1.5%またはCu:0.3〜6%の少なくとも一方を含む請求項8に記載のアルミニウム合金部材。
- 前記亜共晶Al合金は、さらに、Ti:0.05〜0.5%またはZr:0.05〜0.5%の少なくとも一方を含む請求項8または9に記載のアルミニウム合金部材。
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