JPH04138842A - 結晶微細化用合金及びその製造方法 - Google Patents
結晶微細化用合金及びその製造方法Info
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- JPH04138842A JPH04138842A JP26229890A JP26229890A JPH04138842A JP H04138842 A JPH04138842 A JP H04138842A JP 26229890 A JP26229890 A JP 26229890A JP 26229890 A JP26229890 A JP 26229890A JP H04138842 A JPH04138842 A JP H04138842A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明はアルミニウム又はアルミニウム合金を鋳造する
際に、鋳造組織の結晶粒を微細化するために前記アルミ
ニウム又はアルミニウム合金の溶湯中に添加する結晶微
細化用合金及びその製造方法に関し、特にTi及びBを
含有するアルミニウム合金からなる結晶微細化用合金及
びその製造方法に関する。
際に、鋳造組織の結晶粒を微細化するために前記アルミ
ニウム又はアルミニウム合金の溶湯中に添加する結晶微
細化用合金及びその製造方法に関し、特にTi及びBを
含有するアルミニウム合金からなる結晶微細化用合金及
びその製造方法に関する。
[従来の技術]
従来、アルミニウム又はアルミニウム合金からなる溶湯
を鋳造するに際して、得られる鋳塊の結晶粒を微細化す
るために、前記アルミニウム又はアルミニウム合金の溶
湯中にTi及びBの元素を含む結晶微細化剤(Af−T
i−B合金)を添加する技術が周知である。Af−Ti
−B合金が結晶微細化能力を有する理由は、中間合金中
のTiB2及びTiAノ。等の化合物が結晶粒の核とし
て作用する外、TiとBが結晶の増殖作用を助長するた
めであると考えられている。また、結晶微細化用合金中
において、TiB2及びT i Aj’3等の化合物が
微細である程、また均一に分散している程、アルミニウ
ム又はアルミニウム合金鋳塊の微細化効果が上がること
が報告されている。
を鋳造するに際して、得られる鋳塊の結晶粒を微細化す
るために、前記アルミニウム又はアルミニウム合金の溶
湯中にTi及びBの元素を含む結晶微細化剤(Af−T
i−B合金)を添加する技術が周知である。Af−Ti
−B合金が結晶微細化能力を有する理由は、中間合金中
のTiB2及びTiAノ。等の化合物が結晶粒の核とし
て作用する外、TiとBが結晶の増殖作用を助長するた
めであると考えられている。また、結晶微細化用合金中
において、TiB2及びT i Aj’3等の化合物が
微細である程、また均一に分散している程、アルミニウ
ム又はアルミニウム合金鋳塊の微細化効果が上がること
が報告されている。
この微細化用合金はロッド状で溶湯中に添加される。而
して、この微細化用合金ロッドはブロペルチ又はスピー
デム等のベルトホイール連続鋳造圧延方式により、又は
直径が約100mmのインゴットから圧延及び伸線加工
により、直径が約10mmのコイル状ロッドとして製造
されている。
して、この微細化用合金ロッドはブロペルチ又はスピー
デム等のベルトホイール連続鋳造圧延方式により、又は
直径が約100mmのインゴットから圧延及び伸線加工
により、直径が約10mmのコイル状ロッドとして製造
されている。
しかしながら、上述のベルトホイール連続鋳造圧延方式
により、又は100■径インゴツトから製造した微細化
用合金ロッドでは冷却速度が遅いため、TiB2とTi
Af。の組織が針状になってしまう。従って、組織が粗
く、結晶の核となる能力としては不十分である。このた
め、従来の微細化用合金ロッドでは十分な微細化効果を
得にくい。
により、又は100■径インゴツトから製造した微細化
用合金ロッドでは冷却速度が遅いため、TiB2とTi
Af。の組織が針状になってしまう。従って、組織が粗
く、結晶の核となる能力としては不十分である。このた
め、従来の微細化用合金ロッドでは十分な微細化効果を
得にくい。
従って、この微細化用合金ロッドをインラインにて鋳込
直前の機内の溶湯中に添加した後、鋳塊の組織微細化の
効果が現れる迄に時間がかかり、鋳塊の初期に凝固した
部分は結晶微細化の効果が得られない。このため、この
初期凝固部分は製品の所要特性を満足できず、再溶解処
分等になるため、従来は鋳塊の歩留が低いという難点が
ある。また、微細化剤の添加量が多い場合には、微細化
効果が不安定となる。これによっても、鋳塊の製造歩留
が低下してしまう。
直前の機内の溶湯中に添加した後、鋳塊の組織微細化の
効果が現れる迄に時間がかかり、鋳塊の初期に凝固した
部分は結晶微細化の効果が得られない。このため、この
初期凝固部分は製品の所要特性を満足できず、再溶解処
分等になるため、従来は鋳塊の歩留が低いという難点が
ある。また、微細化剤の添加量が多い場合には、微細化
効果が不安定となる。これによっても、鋳塊の製造歩留
が低下してしまう。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、
十分な納品微細化効果が得られると共に、この微細化効
果の速効性が優れており、鋳塊の歩留を向上させること
ができる結晶微細化用合金及びその製造方法を提供する
ことを目的とする。
十分な納品微細化効果が得られると共に、この微細化効
果の速効性が優れており、鋳塊の歩留を向上させること
ができる結晶微細化用合金及びその製造方法を提供する
ことを目的とする。
[課題を解決するための手段]
本発明に係る結晶微細化用合金は、Ti及びBを含有す
るアルミニウム合金であって、TiAf。晶出物の粒径
が15μm以下であることを特徴とする。
るアルミニウム合金であって、TiAf。晶出物の粒径
が15μm以下であることを特徴とする。
本発明に係る結晶微細化用合金の製造方法は、Ti及び
Bを含有するアルミニウム合金の溶湯を連続鋳造法によ
り鋳造し、前記溶湯が凝固するときの冷却速度を200
℃/秒以上にして、得られた鋳塊中のTiAf。の晶出
物の粒径を15μm以下にすることを特徴とする。
Bを含有するアルミニウム合金の溶湯を連続鋳造法によ
り鋳造し、前記溶湯が凝固するときの冷却速度を200
℃/秒以上にして、得られた鋳塊中のTiAf。の晶出
物の粒径を15μm以下にすることを特徴とする。
[作用]
本願発明者等は、結晶粒の微細化効果が優れた結晶微細
化用合金を開発すべく種々実験研究を重ねた結果、この
合金中のT i A f 3品出物の粒径が15μm以
下であると、アルミニウム又はアルミニウム合金の溶湯
中にこの結晶微細化用合金を添加した場合に、その添加
による鋳造組織微細化の効果が速やかにかつ十分に現れ
て鋳塊の歩留が向上することを見い出した。また、その
添加量が多い場合でも、その微細化効果は安定している
。
化用合金を開発すべく種々実験研究を重ねた結果、この
合金中のT i A f 3品出物の粒径が15μm以
下であると、アルミニウム又はアルミニウム合金の溶湯
中にこの結晶微細化用合金を添加した場合に、その添加
による鋳造組織微細化の効果が速やかにかつ十分に現れ
て鋳塊の歩留が向上することを見い出した。また、その
添加量が多い場合でも、その微細化効果は安定している
。
また、本願発明者等は、T I及びBを含有するアルミ
ニウム合金の溶湯を連続鋳造により鋳造すると共に、溶
湯の冷却速度を200℃/秒以上にして急冷凝固させる
ことにより、T I A f 3晶出物の粒径を15μ
m以下にすることができることを見い出した。但し、こ
の溶湯の冷却速度とは固液共存領域における溶湯の温度
勾配をいう。
ニウム合金の溶湯を連続鋳造により鋳造すると共に、溶
湯の冷却速度を200℃/秒以上にして急冷凝固させる
ことにより、T I A f 3晶出物の粒径を15μ
m以下にすることができることを見い出した。但し、こ
の溶湯の冷却速度とは固液共存領域における溶湯の温度
勾配をいう。
第1図は横軸に冷却速度をとり、縦軸にTiAl3晶出
物の粒径をとって両者の関係を示すグラフ図である。こ
の第1図に示すように、冷却速度(’C/秒)の対数と
、TiAl3晶出物粒径(μm)との間には、略直線関
係が存在し、冷却速度が200 (’C/秒)以上の
場合に、TiAl3の粒径が15μm以下になる。また
、この場合に、他の晶出物TiBzも結晶微細化用合金
中に均一に分散する。一方、冷却速度が遅くなると、T
i B 2品出物が粗大化し、微細なTiB2粒子が
結晶粒界に集合してしまってこのT i B 2粒子を
均一に分散させることができなくなる。これに対し、前
述のごとく、200で7秒以上の冷却速度で急冷凝固さ
せると、AfとT i B 2は一挙に凝固してTiB
2が合金中に均一に分散する。
物の粒径をとって両者の関係を示すグラフ図である。こ
の第1図に示すように、冷却速度(’C/秒)の対数と
、TiAl3晶出物粒径(μm)との間には、略直線関
係が存在し、冷却速度が200 (’C/秒)以上の
場合に、TiAl3の粒径が15μm以下になる。また
、この場合に、他の晶出物TiBzも結晶微細化用合金
中に均一に分散する。一方、冷却速度が遅くなると、T
i B 2品出物が粗大化し、微細なTiB2粒子が
結晶粒界に集合してしまってこのT i B 2粒子を
均一に分散させることができなくなる。これに対し、前
述のごとく、200で7秒以上の冷却速度で急冷凝固さ
せると、AfとT i B 2は一挙に凝固してTiB
2が合金中に均一に分散する。
第2図及び第3図は夫々冷却速度が200℃/秒及び2
℃/秒の場合のT i B 2粒子の分散状態を示す金
属顕微鏡組織写真である。この第2図に示すように、冷
却速度が200℃/秒である場合は、黒い塊状のTiA
fa粒子の外に、黒点状に存在するTiBs+粒子がこ
の合金中に均一に分散している。一方、第3図に示すよ
うに、冷却速度が2℃/秒の場合には、黒点状のTiB
2粒子は局部的に偏在している。また、塊状のT i
A 13粒子もその大きさが第2図の場合に比して大き
い。従って、溶湯冷却速度を200℃/秒以上に設定す
ることにより、T I A 13粒子が微細であり、T
iB2粒子が均一に分散した結晶微細化用合金が得られ
る。
℃/秒の場合のT i B 2粒子の分散状態を示す金
属顕微鏡組織写真である。この第2図に示すように、冷
却速度が200℃/秒である場合は、黒い塊状のTiA
fa粒子の外に、黒点状に存在するTiBs+粒子がこ
の合金中に均一に分散している。一方、第3図に示すよ
うに、冷却速度が2℃/秒の場合には、黒点状のTiB
2粒子は局部的に偏在している。また、塊状のT i
A 13粒子もその大きさが第2図の場合に比して大き
い。従って、溶湯冷却速度を200℃/秒以上に設定す
ることにより、T I A 13粒子が微細であり、T
iB2粒子が均一に分散した結晶微細化用合金が得られ
る。
上述の200℃/秒以上の冷却速度を得るためには、T
i及びBを含有するAI!合金の溶湯を連続鋳造法によ
り直径が20mm以下の小径棒状の鋳塊になるように鋳
造し、その際に、この鋳塊の引抜速度を800mm /
分量上に設定すれば良い。
i及びBを含有するAI!合金の溶湯を連続鋳造法によ
り直径が20mm以下の小径棒状の鋳塊になるように鋳
造し、その際に、この鋳塊の引抜速度を800mm /
分量上に設定すれば良い。
第4図は連続鋳造装置の鋳型の内径(mm) 、即ち得
られる鋳塊の直径と、この鋳塊の引抜速度(mm/分)
と、冷却速度(℃/秒)との関係を示す図である。この
第4図に示すように、直径が20mm以下の鋳塊を80
0mm /分量上の引抜速度で引き抜くことによって、
200℃/秒以上の冷却速度が得られる。
られる鋳塊の直径と、この鋳塊の引抜速度(mm/分)
と、冷却速度(℃/秒)との関係を示す図である。この
第4図に示すように、直径が20mm以下の鋳塊を80
0mm /分量上の引抜速度で引き抜くことによって、
200℃/秒以上の冷却速度が得られる。
なお、この200℃/秒以上の冷却速度を得るための連
続鋳造条件は、必ずしも上述の棒径及び弓抜速度の範囲
に限定されるものではない。例えば、連続鋳造鋳型の冷
却能とか、鋳塊引き出し後の冷却条件等を考慮して前述
の溶湯冷却速度条件を作ることができる。
続鋳造条件は、必ずしも上述の棒径及び弓抜速度の範囲
に限定されるものではない。例えば、連続鋳造鋳型の冷
却能とか、鋳塊引き出し後の冷却条件等を考慮して前述
の溶湯冷却速度条件を作ることができる。
[実施例コ
次に、本発明の実施例により製造された結晶微細化用合
金による微細化効果を、比較例の合金の微細化効果と比
較して説明する。
金による微細化効果を、比較例の合金の微細化効果と比
較して説明する。
先ず、実施例合金の製造方法について説明する。
横型連続鋳造装置により、Af−5Ti−IBの比率で
Ti及びBを含仔するAf合金溶湯を直径が20+nm
の鋳塊に連続鋳造した。この連続鋳造工程における鋳造
条件は、鋳造温度が720乃至730℃、鋳造速度が8
00mm /分、鋳型の冷却水量が301/分である。
Ti及びBを含仔するAf合金溶湯を直径が20+nm
の鋳塊に連続鋳造した。この連続鋳造工程における鋳造
条件は、鋳造温度が720乃至730℃、鋳造速度が8
00mm /分、鋳型の冷却水量が301/分である。
この場合の溶湯の冷却速度は200℃/秒であり、得ら
れた鋳塊におけるT r A 、E3の結晶粒径は15
μmであった。この鋳塊を圧延した後、伸線加工し、直
径がIOmo+のロッドに加工した。
れた鋳塊におけるT r A 、E3の結晶粒径は15
μmであった。この鋳塊を圧延した後、伸線加工し、直
径がIOmo+のロッドに加工した。
この結晶微細化用合金のロッドをインラインにおいて、
鋳込み直前の樋内の純アルミニウム(純度93.9%)
溶湯中に連続的に添加した。この結晶微細化用合金の添
加量は0.007重量%及び0.015重量%である。
鋳込み直前の樋内の純アルミニウム(純度93.9%)
溶湯中に連続的に添加した。この結晶微細化用合金の添
加量は0.007重量%及び0.015重量%である。
一方、比較例合金の場合は、縦型連続鋳造装置によりA
l−5Ti−IB金合金溶湯を直径が120mmの鋳塊
に連続鋳造した。この場合の鋳造温度は720乃至73
0℃、鋳造速度は250mm /分、冷却速度は120
7/分である。この条件で、溶湯の冷却速度は2℃/秒
であり、得られた合金中のTiB2の結晶粒径は25μ
mであった。その後、この鋳塊を圧延した後、伸線加工
し、直径カ月Ommのロッドに加工した。そして、この
結晶微細化用合金のロッドを実施例の場合と同様に、純
アルミニウム溶湯中に、0.007重量%及び0.01
5重量%添加した。
l−5Ti−IB金合金溶湯を直径が120mmの鋳塊
に連続鋳造した。この場合の鋳造温度は720乃至73
0℃、鋳造速度は250mm /分、冷却速度は120
7/分である。この条件で、溶湯の冷却速度は2℃/秒
であり、得られた合金中のTiB2の結晶粒径は25μ
mであった。その後、この鋳塊を圧延した後、伸線加工
し、直径カ月Ommのロッドに加工した。そして、この
結晶微細化用合金のロッドを実施例の場合と同様に、純
アルミニウム溶湯中に、0.007重量%及び0.01
5重量%添加した。
下記第1表は実施例及び比較例の結晶微細化用合金を純
アルミニウム溶湯に添加した場合の微細化効果を示す。
アルミニウム溶湯に添加した場合の微細化効果を示す。
第1表
但し、第5図乃至第8図は、結晶微細化用合金を添加し
て鋳造した純アルミニウム合金鋳塊のマクロ組織を示す
金属組織写真である。また、第1表において、◎lot
△、×は結晶微細化効果が優れているものかみ順に示す
ものである。
て鋳造した純アルミニウム合金鋳塊のマクロ組織を示す
金属組織写真である。また、第1表において、◎lot
△、×は結晶微細化効果が優れているものかみ順に示す
ものである。
この第1表及び第5図乃至第8図に示すように、本実施
例の結晶微細化用合金を添加した場合は、添加量がいず
れの場合も顕著な結晶微細化効果が得られた。一方、比
較例の結晶微細化用合金を添加した場合は、0.015
重量%の添加で若干の微細化効果は認められるものの、
十分ではない。また、0.007重量%の添加量の場合
は、添加効果が全く認められなかった。
例の結晶微細化用合金を添加した場合は、添加量がいず
れの場合も顕著な結晶微細化効果が得られた。一方、比
較例の結晶微細化用合金を添加した場合は、0.015
重量%の添加で若干の微細化効果は認められるものの、
十分ではない。また、0.007重量%の添加量の場合
は、添加効果が全く認められなかった。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明に係る結晶微細化用合金は
、T iA!。晶出物の粒径を15μm以下に微細化し
たから、このTiAl3晶出物及びTiBz晶出物を均
一に分散させることができ、この結晶微細化用合金をア
ルミニウム又はアルミニウム合金の溶湯中に添加するこ
とにより、極めて優れた結晶微細化効果を得ることがで
きる。また、添加後、速やかに結晶微細化効果を得るこ
とができるので、結晶粒を微細化せんとする鋳塊の歩留
を向上させることができる。
、T iA!。晶出物の粒径を15μm以下に微細化し
たから、このTiAl3晶出物及びTiBz晶出物を均
一に分散させることができ、この結晶微細化用合金をア
ルミニウム又はアルミニウム合金の溶湯中に添加するこ
とにより、極めて優れた結晶微細化効果を得ることがで
きる。また、添加後、速やかに結晶微細化効果を得るこ
とができるので、結晶粒を微細化せんとする鋳塊の歩留
を向上させることができる。
更に、本発明方法により、前述の微細なTiAノ。晶出
物及びTiB2晶出物が均一に分散された結晶微細化用
合金を、確実にかつ容易に製造することができる。
物及びTiB2晶出物が均一に分散された結晶微細化用
合金を、確実にかつ容易に製造することができる。
従って、本発明は、鍛造用鋳造棒及び各種の圧延製品用
鋳塊等の鋳造組織の微細化に極めて有効であり、工業的
価値が極めて高い。
鋳塊等の鋳造組織の微細化に極めて有効であり、工業的
価値が極めて高い。
第1図は冷却速度とT i A 13粒径との関係を示
すグラフ図、第2図及び第3図は夫々溶湯の冷却速度が
200℃/秒及び2℃/秒の場合のTiB2粒子の分散
状態を示す金属組織写真(倍率;500倍)、第4図は
鋳型内径と、引抜速度と、冷却速度との関係を示す図、
第5図乃至第8図は鋳塊のマクロ組織を示す金属組織写
真(倍率;約1倍)である。
すグラフ図、第2図及び第3図は夫々溶湯の冷却速度が
200℃/秒及び2℃/秒の場合のTiB2粒子の分散
状態を示す金属組織写真(倍率;500倍)、第4図は
鋳型内径と、引抜速度と、冷却速度との関係を示す図、
第5図乃至第8図は鋳塊のマクロ組織を示す金属組織写
真(倍率;約1倍)である。
Claims (3)
- (1)Ti及びBを含有するアルミニウム合金であって
、TiAl_3晶出物の粒径が15μm以下であること
を特徴とする結晶微細化用合金。 - (2)Ti及びBを含有するアルミニウム合金の溶湯を
連続鋳造法により鋳造し、前記溶湯が凝固するときの冷
却速度を200℃/秒以上にして、得られた鋳塊中のT
iAl_3の晶出物の粒径を15μm以下にすることを
特徴とする結晶微細化用合金の製造方法。 - (3)前記鋳塊は直径が20mm以下の棒材であり、8
00mm/分以上の引抜速度で連続鋳造することを特徴
とする請求項2に記載の結晶微細化用合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26229890A JPH04138842A (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 結晶微細化用合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26229890A JPH04138842A (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 結晶微細化用合金及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04138842A true JPH04138842A (ja) | 1992-05-13 |
Family
ID=17373842
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26229890A Pending JPH04138842A (ja) | 1990-09-28 | 1990-09-28 | 結晶微細化用合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04138842A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006283124A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性冷間鍛造用アルミニウム合金 |
CN103233146A (zh) * | 2013-04-25 | 2013-08-07 | 丹阳百斯特新型合金科技有限公司 | 高效清洁型Al-Ti-B细化剂及其制备方法 |
WO2021157683A1 (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-12 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金鋳塊及びその製造方法 |
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1990
- 1990-09-28 JP JP26229890A patent/JPH04138842A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2006283124A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 耐磨耗性冷間鍛造用アルミニウム合金 |
CN103233146A (zh) * | 2013-04-25 | 2013-08-07 | 丹阳百斯特新型合金科技有限公司 | 高效清洁型Al-Ti-B细化剂及其制备方法 |
WO2021157683A1 (ja) * | 2020-02-06 | 2021-08-12 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金鋳塊及びその製造方法 |
CN114761152A (zh) * | 2020-02-06 | 2022-07-15 | 株式会社Uacj | 铝合金铸块和其制造方法 |
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