JPH0122342B2 - - Google Patents
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- JPH0122342B2 JPH0122342B2 JP27163985A JP27163985A JPH0122342B2 JP H0122342 B2 JPH0122342 B2 JP H0122342B2 JP 27163985 A JP27163985 A JP 27163985A JP 27163985 A JP27163985 A JP 27163985A JP H0122342 B2 JPH0122342 B2 JP H0122342B2
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Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、アルミニウム合金の結晶微細化剤と
して有用な主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる
結晶微細化用合金およびその製造法に関するもの
である。 （従来の技術） 従来、アルミニウム結晶微細化剤としてAl−
Ti−Ｂ母合金は広く利用されている。これは、
Al−Ti−Ｂ母合金中に存在する金属間化合物で
あるTiAl3、TiB2が包晶作用や結晶核として働き
結晶化を促進するため、組織が均一かつ微細な鋳
造品を得ることができるためである。例えば、特
公昭51−43011号公報には、3.5〜7.5重量％のTi、
0.1〜0.3重量％のＢを含み、かつＢ／Tiの重量比
が１／40〜１／20の結晶微細化用Al−Ti−Ｂ合
金が記載されている。 （発明が解決しようとする問題点） 上述した従来の結晶微細化用Al−Ti−Ｂ合金
においては、インゴツトあるいはロツド状に鋳込
んで合金を得ているため、凝固過程でTiAl3の粒
成長やTiB2の相互凝集による粗大凝集化等が起
こり、その最大粒子径がTiAl3：10〜20μm、
TiB2の最大凝集体径が15μm程度の合金しか得る
ことができなかつた。第５図は従来のAl−Ti−
Ｂ合金の結晶の構造を500倍の光学顕微鏡で観察
した写真で図中結晶粒の大きいTiAl3と相互凝集
したTiB2粒子を観察することができる。 その結果、結晶微細化能が低下すると共に、ア
ルミニウム合金の鋳造物を圧延するときにTiB2
の粗大凝集物が鋳造物中に介在物として残り、圧
延した鋳造物の表面に条痕が残りやすく圧延厚さ
は例えば10μm程度が圧延限界であつた。そのた
め、TiAl3の粒子が小さくかつTiB2の最大凝集体
径が小さい結晶微細化用合金が従来からのぞまれ
ていた。 本発明の目的は上述した不具合を解消して、結
晶微細化能が大きいと共に従来に比べてされに薄
く圧延可能なアルミニウム鋳造物を得ることがで
きるアルミニウム合金の結晶微細化用合金および
その製造法を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明の結晶微細化用合金は、主としてAl−
Ti−Ｂの組成よりなる結晶微細化合金において、
３〜10重量％のTi、0.1〜2.2重量％のＢ、さらに
不可避的不純物および残部Alよりなる合金中に
存在する金属間化合物TiAl3の最大粒子径および
TiB2の最大凝集体径がTiAl3＜10μm、TiB2＜
8μmである結晶微細化用合金に関する第１の発明
と、主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる結晶微
細化用合金の製造法において、３〜10重量％の
Ti、0.1〜2.2重量％のＢ、さらに不可避的不純物
および残部Alよりなる溶湯を100℃／秒以上の冷
却速度で凝固、冷却することにより、合金中に存
在する金属間化合物TiAl3の最大粒子径が10μm
以下でかつTiB2の最大凝集体径が8μm以下の合
金を造る結晶微細化用合金の製造法に関する第２
の発明とを特徴とするものである。 （作用） 上述した構成により、TiAl3粒子およびTiB2の
凝集体が極めて微細であるため、鋳造するアルミ
ニウム合金の結晶も微細となりまた速効性も期待
できると共に介在物として残るTiAl3とTiB2の粒
子が微細なため、圧延して極めて薄い板を得ても
条痕が残ることもない。 なお、本発明の結晶微細化用合金およびその製
造法において、Tiを３〜10重量％と限定する理
由は、３重量％未満ではTi化合物の生成が少な
く、10重量％を越えると余剰Tiがアルミニウム
鋳造物に局部的に残在して品質が不安定となるか
らである。またＢを0.1〜2.2重量％とする理由
は、0.1未満ではTiB2の生成が少なく2.2％を越え
ると余剰Ｂがアルミニウム鋳造物に局部的に残在
し、微細化効果が不均一になるためである。 なお、結晶微細化用合金はアルミニウム溶湯に
添加して使用されるものであるため、上記の範囲
外のTiおよびＢを含む結晶微細化用合金でも微
細化効果はある程度発揮するが、しかしながら、
高濃度側においては添加量が少なくなりすぎるた
めにアルミニウム溶湯中に均一添加することが困
難となり、低濃度側では添加量が多くなり不経済
である。 なお、本発明の結晶微細化用合金を造るには、
所定の組成のAl−Ti−Ｂ合金の溶湯を高速で運
動する冷却体に接触させるか、あるいは不活性ガ
ス又は真空雰囲気中に噴霧することにより、100
℃／秒以上好ましくは1000℃／秒以上の冷却速度
で急冷凝固させてリボン状または粉体状の本発明
の合金を得る。 第１図および第２図はそれぞれ上述した本発明
の合金を製造するのに好適な装置の一実施例を示
す線図である。第１図に示す装置は粉体状の結晶
微細化用合金を得るためのもので、ノズル１と円
錐盤２とより構成される。本実施例では、所定の
組成のAl−Ti−Ｂ合金の溶湯をノズル１より噴
出して高速で回転する突起３を有する円錐盤２に
より飛散させ、さらにHeガス４により急冷して
合金粉末５を得ている。このとき、得られたAl
−Ti−Ｂ合金粉末は冷却速度に応じて種々の粒
径を有している。そのため、合金粉末の粒径とそ
の内部組織との関係を調べるため、粒径500μmと
３mmの粉体の結晶の構造をそれぞれ500倍の光学
顕微鏡で観察した。結果を第３図および第４図に
示す。第３図に示す500μmの粒径を有する粉体で
は、TiAl3の粗大粒は認められず全てが10μm以
下で平均粒子径が4μm以下であり、TiB2の粒子
および凝集体も広く分散しているとともに最大凝
集体径が8μm以下で平均凝集体径が4μm以下であ
るのに対し、第４図に示す３mmの粒径を有する粉
体では、いくらか成長したTiAl3と凝集粗大化し
たTiB2が認められた。以上の結果より粉体の粒
径から冷却速度を推考してTiAl3の最大粒子径を
10μm以下、TiB2の最大凝集体径を8μm以下に保
つには100℃／秒以上の冷却速度が必要であるこ
とがわかつた。 第２図に示す装置はリボン状の結晶微細化用合
金を得るためのもので、ノズル１１と２個の回転
冷却ロール１２ａ，１２ｂとから構成されてい
る。本実施例では、100rpmで回転するロール１
２ａ，１２ｂ間にノズル１１より所定の組成の
Al−Ti−Ｂ合金の溶湯を噴出させ、水冷ロール
１２ａ，１２ｂとの接触により急冷させ、厚さ約
0.5mmのリボン状の合金を得た。 （実施例） 上述した製造法で得られた粉体状およびリボン
状の各種組成のAl−Ti−Ｂ合金No.１〜５を準備
して、各合金中のTiAl3およびTiB2の最大粒子
径、最大凝集体径およびTiB2の分散状態を観察
した。次にこのAl−Ti−Ｂ合金No.１〜５を、高
周波誘導炉を用いて溶解した99.7％純度のアルミ
ニウム溶湯（730℃）にTi含有量が0.025重量％と
なるように添加して所定時間保持後、鋳型に鋳込
んで直径80mmの円柱鋳造品を製造した。この鋳造
品の底部より50mmの位置での断面組織を観察し、
結晶の平均粒径を測定した。また、比較のため市
販品のAl−5Ti−1Bよりなる結晶微細化用合金
No.６を使用して、上述と同じ実験を行つた。結果
を第１表に示す。
して有用な主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる
結晶微細化用合金およびその製造法に関するもの
である。 （従来の技術） 従来、アルミニウム結晶微細化剤としてAl−
Ti−Ｂ母合金は広く利用されている。これは、
Al−Ti−Ｂ母合金中に存在する金属間化合物で
あるTiAl3、TiB2が包晶作用や結晶核として働き
結晶化を促進するため、組織が均一かつ微細な鋳
造品を得ることができるためである。例えば、特
公昭51−43011号公報には、3.5〜7.5重量％のTi、
0.1〜0.3重量％のＢを含み、かつＢ／Tiの重量比
が１／40〜１／20の結晶微細化用Al−Ti−Ｂ合
金が記載されている。 （発明が解決しようとする問題点） 上述した従来の結晶微細化用Al−Ti−Ｂ合金
においては、インゴツトあるいはロツド状に鋳込
んで合金を得ているため、凝固過程でTiAl3の粒
成長やTiB2の相互凝集による粗大凝集化等が起
こり、その最大粒子径がTiAl3：10〜20μm、
TiB2の最大凝集体径が15μm程度の合金しか得る
ことができなかつた。第５図は従来のAl−Ti−
Ｂ合金の結晶の構造を500倍の光学顕微鏡で観察
した写真で図中結晶粒の大きいTiAl3と相互凝集
したTiB2粒子を観察することができる。 その結果、結晶微細化能が低下すると共に、ア
ルミニウム合金の鋳造物を圧延するときにTiB2
の粗大凝集物が鋳造物中に介在物として残り、圧
延した鋳造物の表面に条痕が残りやすく圧延厚さ
は例えば10μm程度が圧延限界であつた。そのた
め、TiAl3の粒子が小さくかつTiB2の最大凝集体
径が小さい結晶微細化用合金が従来からのぞまれ
ていた。 本発明の目的は上述した不具合を解消して、結
晶微細化能が大きいと共に従来に比べてされに薄
く圧延可能なアルミニウム鋳造物を得ることがで
きるアルミニウム合金の結晶微細化用合金および
その製造法を提供しようとするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明の結晶微細化用合金は、主としてAl−
Ti−Ｂの組成よりなる結晶微細化合金において、
３〜10重量％のTi、0.1〜2.2重量％のＢ、さらに
不可避的不純物および残部Alよりなる合金中に
存在する金属間化合物TiAl3の最大粒子径および
TiB2の最大凝集体径がTiAl3＜10μm、TiB2＜
8μmである結晶微細化用合金に関する第１の発明
と、主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる結晶微
細化用合金の製造法において、３〜10重量％の
Ti、0.1〜2.2重量％のＢ、さらに不可避的不純物
および残部Alよりなる溶湯を100℃／秒以上の冷
却速度で凝固、冷却することにより、合金中に存
在する金属間化合物TiAl3の最大粒子径が10μm
以下でかつTiB2の最大凝集体径が8μm以下の合
金を造る結晶微細化用合金の製造法に関する第２
の発明とを特徴とするものである。 （作用） 上述した構成により、TiAl3粒子およびTiB2の
凝集体が極めて微細であるため、鋳造するアルミ
ニウム合金の結晶も微細となりまた速効性も期待
できると共に介在物として残るTiAl3とTiB2の粒
子が微細なため、圧延して極めて薄い板を得ても
条痕が残ることもない。 なお、本発明の結晶微細化用合金およびその製
造法において、Tiを３〜10重量％と限定する理
由は、３重量％未満ではTi化合物の生成が少な
く、10重量％を越えると余剰Tiがアルミニウム
鋳造物に局部的に残在して品質が不安定となるか
らである。またＢを0.1〜2.2重量％とする理由
は、0.1未満ではTiB2の生成が少なく2.2％を越え
ると余剰Ｂがアルミニウム鋳造物に局部的に残在
し、微細化効果が不均一になるためである。 なお、結晶微細化用合金はアルミニウム溶湯に
添加して使用されるものであるため、上記の範囲
外のTiおよびＢを含む結晶微細化用合金でも微
細化効果はある程度発揮するが、しかしながら、
高濃度側においては添加量が少なくなりすぎるた
めにアルミニウム溶湯中に均一添加することが困
難となり、低濃度側では添加量が多くなり不経済
である。 なお、本発明の結晶微細化用合金を造るには、
所定の組成のAl−Ti−Ｂ合金の溶湯を高速で運
動する冷却体に接触させるか、あるいは不活性ガ
ス又は真空雰囲気中に噴霧することにより、100
℃／秒以上好ましくは1000℃／秒以上の冷却速度
で急冷凝固させてリボン状または粉体状の本発明
の合金を得る。 第１図および第２図はそれぞれ上述した本発明
の合金を製造するのに好適な装置の一実施例を示
す線図である。第１図に示す装置は粉体状の結晶
微細化用合金を得るためのもので、ノズル１と円
錐盤２とより構成される。本実施例では、所定の
組成のAl−Ti−Ｂ合金の溶湯をノズル１より噴
出して高速で回転する突起３を有する円錐盤２に
より飛散させ、さらにHeガス４により急冷して
合金粉末５を得ている。このとき、得られたAl
−Ti−Ｂ合金粉末は冷却速度に応じて種々の粒
径を有している。そのため、合金粉末の粒径とそ
の内部組織との関係を調べるため、粒径500μmと
３mmの粉体の結晶の構造をそれぞれ500倍の光学
顕微鏡で観察した。結果を第３図および第４図に
示す。第３図に示す500μmの粒径を有する粉体で
は、TiAl3の粗大粒は認められず全てが10μm以
下で平均粒子径が4μm以下であり、TiB2の粒子
および凝集体も広く分散しているとともに最大凝
集体径が8μm以下で平均凝集体径が4μm以下であ
るのに対し、第４図に示す３mmの粒径を有する粉
体では、いくらか成長したTiAl3と凝集粗大化し
たTiB2が認められた。以上の結果より粉体の粒
径から冷却速度を推考してTiAl3の最大粒子径を
10μm以下、TiB2の最大凝集体径を8μm以下に保
つには100℃／秒以上の冷却速度が必要であるこ
とがわかつた。 第２図に示す装置はリボン状の結晶微細化用合
金を得るためのもので、ノズル１１と２個の回転
冷却ロール１２ａ，１２ｂとから構成されてい
る。本実施例では、100rpmで回転するロール１
２ａ，１２ｂ間にノズル１１より所定の組成の
Al−Ti−Ｂ合金の溶湯を噴出させ、水冷ロール
１２ａ，１２ｂとの接触により急冷させ、厚さ約
0.5mmのリボン状の合金を得た。 （実施例） 上述した製造法で得られた粉体状およびリボン
状の各種組成のAl−Ti−Ｂ合金No.１〜５を準備
して、各合金中のTiAl3およびTiB2の最大粒子
径、最大凝集体径およびTiB2の分散状態を観察
した。次にこのAl−Ti−Ｂ合金No.１〜５を、高
周波誘導炉を用いて溶解した99.7％純度のアルミ
ニウム溶湯（730℃）にTi含有量が0.025重量％と
なるように添加して所定時間保持後、鋳型に鋳込
んで直径80mmの円柱鋳造品を製造した。この鋳造
品の底部より50mmの位置での断面組織を観察し、
結晶の平均粒径を測定した。また、比較のため市
販品のAl−5Ti−1Bよりなる結晶微細化用合金
No.６を使用して、上述と同じ実験を行つた。結果
を第１表に示す。
【表】
第１表の結果より明らかなように、本発明合金
であるTiAl3の最大粒子径＜10μm、TiB2の最大
凝集体径が＜8μmでTiB2粒子が分散している試
料No.１〜５は、従来例の試料No.６と比べて微細化
効果が大であると共に、微細化効果の速効性、持
続性に優れていることがわかつた。 本発明は上述した実施例にのみ限定されるもの
ではなく、幾多の変形、変更が可能である。例え
ば、上述した実施例において本発明合金の製造法
としてガスとの接触による方法と双ロールによる
方法を説明したが、本発明で必要な冷却速度1100
℃／秒好ましくは1000℃／秒を達成できる装置で
あればどのようなものでも使用できることはいう
までもない。 （発明の効果） 以上詳細に説明したところから明らかなよう
に、本発明の結晶微細化用合金およびその製造法
によれば、製造時に100℃／秒上の冷却速度で急
冷凝固をすることによりTiAl3の最大粒子径が小
であると共にTiB2の凝集体が小さくかつ分散し
ているため、実際にアルミニウムの微細化等に使
用した場合従来例に比べて微細化能が大であると
共に圧延して極めて薄い板を得ても条痕の残るこ
とのない結晶微細化用合金を得ることができる。
であるTiAl3の最大粒子径＜10μm、TiB2の最大
凝集体径が＜8μmでTiB2粒子が分散している試
料No.１〜５は、従来例の試料No.６と比べて微細化
効果が大であると共に、微細化効果の速効性、持
続性に優れていることがわかつた。 本発明は上述した実施例にのみ限定されるもの
ではなく、幾多の変形、変更が可能である。例え
ば、上述した実施例において本発明合金の製造法
としてガスとの接触による方法と双ロールによる
方法を説明したが、本発明で必要な冷却速度1100
℃／秒好ましくは1000℃／秒を達成できる装置で
あればどのようなものでも使用できることはいう
までもない。 （発明の効果） 以上詳細に説明したところから明らかなよう
に、本発明の結晶微細化用合金およびその製造法
によれば、製造時に100℃／秒上の冷却速度で急
冷凝固をすることによりTiAl3の最大粒子径が小
であると共にTiB2の凝集体が小さくかつ分散し
ているため、実際にアルミニウムの微細化等に使
用した場合従来例に比べて微細化能が大であると
共に圧延して極めて薄い板を得ても条痕の残るこ
とのない結晶微細化用合金を得ることができる。
第１図および第２図はそれぞれ本発明の合金を
製造するのに好適な装置の一実施例を示す線図、
第３図は本発明合金の結晶の構造を500倍の光学
顕微鏡で撮影した写真、第４図は冷却速度が遅い
場合の本発明合金の結晶の構造を500倍の光学顕
微鏡で撮影した写真、第５図は従来のAl−Ti−
Ｂ合金の結晶の構造を500倍の光学顕微鏡で撮影
した写真である。 １，１１……ノズル、２……円錐盤、３……突
起、４……Heガス、５……合金粉体、１２ａ，
１２ｂ……回転冷却ロール。
製造するのに好適な装置の一実施例を示す線図、
第３図は本発明合金の結晶の構造を500倍の光学
顕微鏡で撮影した写真、第４図は冷却速度が遅い
場合の本発明合金の結晶の構造を500倍の光学顕
微鏡で撮影した写真、第５図は従来のAl−Ti−
Ｂ合金の結晶の構造を500倍の光学顕微鏡で撮影
した写真である。 １，１１……ノズル、２……円錐盤、３……突
起、４……Heガス、５……合金粉体、１２ａ，
１２ｂ……回転冷却ロール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる結晶微
細化用合金において、３〜10重量％のTi、0.1〜
2.2重量％のＢ、さらに不可避的不純物および残
部Alよりなる合金中に存在する金属間化合物
TiAl3の最大粒子径およびTiB2の最大凝集体径が
TiAl3＜10μm、TiB2＜8μmであることを特徴と
する結晶微細化用合金。 ２ TiAl3の平均粒子径が4μm以下でかつTiB2の
凝集体平均径が4μm以下である特許請求の範囲第
１項記載の結晶微細化用合金。 ３ 主としてAl−Ti−Ｂの組成よりなる結晶微
細化用合金の製造法において、３〜10重量％の
Ti、0.1〜2.2重量％のＢ、さらに不可避的不純物
および残部Alよりなる溶湯を100℃／秒以上の冷
却速度で凝固、冷却することにより、合金中に存
在する金属間化合物TiAl3の最大粒子径が10μm
以下でかつTiB2の最大凝集体径が8μm以下の合
金を造ることを特徴とする結晶微細化用合金の製
造法。 ４ 溶湯を高速で運動する冷却体に接触させる
か、不活性ガス又は真空中に噴霧することにより
100℃／秒以上の冷却速度で急冷凝固する特許請
求の範囲第３項記載の結晶微細化用合金の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27163985A JPS62133037A (ja) | 1985-12-04 | 1985-12-04 | 結晶微細化用合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27163985A JPS62133037A (ja) | 1985-12-04 | 1985-12-04 | 結晶微細化用合金およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62133037A JPS62133037A (ja) | 1987-06-16 |
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Family
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1985
- 1985-12-04 JP JP27163985A patent/JPS62133037A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JPS62133037A (ja) | 1987-06-16 |
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