JPH0432541A

JPH0432541A - 高温強度が優れたアルミニウム合金の製造方法

Info

Publication number: JPH0432541A
Application number: JP14031990A
Authority: JP
Inventors: Shuhei Mori; 森　周平; Kazuhiko Asano; 浅野　和彦
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1990-05-30
Filing date: 1990-05-30
Publication date: 1992-02-04

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。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は棒状のＡｌ３Ｎｉ相が晶出した繊維強化型の高
温強度が優れたアルミニウム合金の製造方法に関する。

［従来の技術］高温強度が優れたアルミニウム合金としては、ＪＩＳ　
２０２４．２２１９．２Ｈ８等のＡノーＣｕ系合金が周
知であるが、これらの合金は２５０°Ｃ以上の温度にお
いて強度の低下が著しいと共に、高温で保持する時間が
長くなるにつれて強度が低下してくるという難点がある
。

これに対し、パフ−Ｎｉ共晶合金は一方向凝固によりＡ
ｌ母相中に高強度の棒状Ａｌ３Ｎｉ相が高密度に晶出し
、繊維強化合金となるため、長時間加熱した後も優れた
高温強度を督する（軽金属１９８４年第５７８乃至５８
４頁）。

［発明が解決しようとする課題］しかしながら、従来のＡｌ−Ｎｉ共共合合金、熱間加工
を施すと、Ａｌ３Ｎｉ相が球状化してしまうため、繊維
強化の効果が失われて、高温強度が低下するという問題
点がある。このために、従来のＡノーＮｉ共品合金は、
これを熱間加工した後、耐熱材料として使用するという
ことができない。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、
Ａ　Ｉ　３　Ｎｉ相の球状化を防止でき、熱間加工後も
高温強度が低下することがない高温強度が優れたアルミ
ニウム合金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］本発明に係る高温強度が優れたアルミニウム合金の製造
方法は、５．５乃至７．０重量％のＮｉ及び０．５乃至
２．５重量％のＭｎを含有し、残部がＡノ及び不可避的
不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を固液界面にお
ける液相中の温度勾配を５°Ｃ／ｃｒｎ以上にして連続
鋳造することにより鋳塊を得る工程と、この鋳塊を３５
０乃至５５０℃の温度にて８０％以下の加工率で鍛造加
工する工程とを有することを特徴とする。

［作用］本発明においては、先ず、５．５乃至７．０重量％のＮ
ｉ及び０，５乃至２．５重量％のＭｎを含有し、残部が
Ａノ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金の溶
湯を連続鋳造する。以下、上述の組成を有するアルミニ
ウム合金の成分添加理由及び組成限定理由について説明
する。

瓦１ＮｉはＡノに殆と固溶せず、硬い棒状のＡノ。

Ｎｉとして母相中に晶出して母相を繊維強化する。

しかしながら、Ｎｉ含有量が５．５重量％未病の場合は
その繊維強化作用が不十分である。また、Ｎｉ含有量が
７．０重量％を超えると、粗大なＡ　ｆ　Ｇ　Ｎ　ｉ相
が晶出して延性を低下させるため、好ましくない。この
ため、Ｎｉ含有量は５．５乃至７．０重量％にする。

社ユＭｎはパフ−Ｎｉ合金中に添加されると、その一部が硬
いＡ７−Ｎｉ　−Ｍｎ化合物として母相中に棒状に晶出
する。このＡＩ！−Ｎｉ　−Ｍｎ化合物はＡｌ３Ｎｉ相
と共に母相を繊維強化する。また、添加されたＭｎの残
部は母相に固溶して母相を固溶強化する。このように、
Ｍｎは繊維状品出物の体積含存率の増加及び固溶強化の
双方に寄与する。

更に１Ｍｎの添加により、熱間加工後の繊維状品出物の
球状化が防止される。これにより、熱間加工後において
も室温から高温までの広い温度範囲にわたり、アルミニ
ウム合金の強度の低下か抑制される。

Ｍｎ含有量が０．５重量％未溝の場合は、これらの効果
が少なく、一方Ｍｎ含有量が２．５重量％を超えると、
粗大な金属間化合物が晶出して合金材を脆化させてしま
う。このため、Ｍｎ含有量は０．５乃至２．５重量％に
する。

本発明においては、上述の組成になるようにアルミニウ
ム合金を溶製した後、これを連続鋳造する。この場合に
、固液界面における液相中の温度勾配が５℃／ｃｍ以上
になるように、その鋳型による冷却条件及び鋳塊の引き
抜き条件等を設定する。

前記温度勾配が５°Ｃ／ｃｍ未満の場合は、凝固セルが
十分に発達しないため、Ａ　Ｉ　３　Ｎ　ｉ繊維の成長
長さが短くなると共に、その配向性も悪化する。

このため、十分な繊維強化作用が得られない。従って、
固液界面における液相の温度勾配は５°Ｃ／ｃｍ以上に
する必要がある。

上述の連続鋳造工程にて得られた鋳塊を３５０乃至５５
０°Ｃの温度にて８０％以下の加工率で熱間鍛造加工す
る。次に、この熱間鍛造加工条件の限定理由について説
明する。

」二連の組成の合金を連続鋳造して得た鋳塊を３５０　
’Ｃ未満の温度で鍛造加工しようとすると、材料の変形
抵抗が大きくて加工性が悪いため、加工に大きなエネル
ギーを必要とする。一方、熱間鍛造温度か５５０°Ｃを
超えると、繊維状品出物か球状化してしまい、鍛造後の
合金材は室温から高温までの温度範囲にわたって強度が
低下する。このため、熱間鍛造は３５０乃至５５０°Ｃ
ｏ′）温度で行なう必要かある。

また、前記鋳塊に対して８０％を超す加工率で鍛造を行
なうと、繊維状品出物が球状化して鍛造後のアルミニウ
ム合金の強度が室温から高温までの温度範囲において低
下する。このため、熱間鍛造加工は８０％以下の加工率
で行なう必要がある。

［実施例］次に、本発明の実施例について説明する。

第１図は本発明の実施例にて使用した連続鋳造装置を示
す断面図である。

この連続鋳造装置においては、ハウジング１の底部が断
熱部材２により構成されており、ハウジング１の側壁に
は抵抗発熱体８が埋設されている。

また、ハウジング１の天板を挿通してＡｒガス導入管５
の先端部がハウジング１内に挿入されており、この導入
管５は適宜のＡｒガス供給源に連結されていて、この導
入管５を介してハウジング１内にＡｒガスを導入するよ
うになっている。

一方、断熱部材２上には黒鉛るつぼ３が載置されており
、この黒鉛るつぼ３内には、鋳造せんとするＡ１合金の
溶湯１０が装入されるようになっている。この黒鉛るつ
ぼ３の底壁には溶湯排出口３ａが設けられており、この
排出口３ａの直上域には黒鉛製ストッパ４がその長手方
向を垂直にし、ハウジング１の天板を挿通してハウジン
グ１内に進入可能に設けられている。このストッパ４が
下降して排出口３ａを閉塞することにより、るつぼ３内
の溶湯はるつぼ３内に貯留され、ストッパ４を上昇させ
ることにより、るつぼ３内の溶湯１０が排出口３ａを介
して出湯されるようになっている。このるつぼ３の排出
口３ａには円筒状の黒鉛ノズル６がその長手方向を鉛直
にして連結されており、このノズル６は断熱部材２を挿
通してその下面まで延出している。また、ノズル６の略
下半部には銅製水冷ジャケット７が外嵌されており、こ
のジャケット７内に冷却水を通流させることにより、ノ
ズル６を冷却する。

このように構成された連続鋳造装置においては、ストッ
パ４を排出口３ａに係合させた状態で、ハウジング１の
天板を外して溶湯１０をるつぼ３内に装入し、次いで天
板を設置してハウジング１内を閉塞空間にした後、導入
管５を介してＡｒガスをハウジング１内に導入し、ハウ
ジング１内をＡｒガスで充填する。また、抵抗発熱体８
に通電して、るつぼ３内の溶湯１０を所定温度に加熱保
持すると共に、水冷ジャケット７に冷却水を通流させて
ノズル６の略下半部を冷却する。

そして、ダミーパー９をノズル６内にその下端から挿入
し、ストッパ４を上昇させてるつぼ３の排出口３ａを開
にすると、るつぼ３内の溶湯はり１出口３ａを介してノ
ズル６内に注入され、ノズル６及びダミーパー９と接触
して冷却され、凝固する。ノズル６内に凝固した部分が
生成すると、ダミーバー９を所定の速度で下降させ、円
柱状の鋳塊１１を連続的に下方に引き抜く。

上述の連続鋳造装置において、鋳型に相当する黒鉛ノズ
ル６は路上半部が抵抗発熱体８及び断熱部材２により加
熱保温されており、略下半部が水冷ジャケット７により
冷却されている。これにより、鋳造中の固液界面は平面
に近くなり、ダミーバー９の引抜速度及び溶湯１０の加
熱保持温度を適切に制御することにより、この固液界面
を鋳造中一定の位置に保持する。

次に、上述した装置を使用して実際にアルミニウム合金
を製造し、その特性を調べた結果について、比較例と比
較して説明する。

先ず、上述の連続鋳造装置を使用して下記第１表に示す
組成のアルミニウム合金を連続鋳造した。

第１表なお、第１表において、実施例１乃至３は本発明にて規
定した組成範囲に入るもの、比較例１及び２はこの組成
範囲から外れるものである。製造した鋳塊の直径はＢＯ
ｍｍ１溶湯保持温度は８００℃、引抜き速度は３０乃至
５０ｍｍ／分、固液界面における液相中の温度勾配は約
１０乃至２０°Ｃ／ｃｍであった。

その結果、実施例及び比較例合金の鋳塊の鋳造組織は柱
状晶が引抜き方向に略平行に伸長した一方向凝固組織と
なった。

次いで、製造した鋳塊を厚さが４０ｍｍの角材に加工し
た。その後、この角材を５００　’Ｃの温度で２時間加
熱処理した後、５０％の加工率で熱間鍛造を施した。こ
れにより得られた鍛造材から引張り試験片を作成し、゛
この試験片を２００℃の温度下に１０００時間保持した
後、この温度で引張り試験を実施した。第２図は横軸に
Ｍｎ含有量をとり、縦軸に弓張り強さをとって、この引
張り試験の結果を示すグラフ図である。

この第２図から明らかなように、実施例１乃至３は熱間
鍛造後も繊維強化の効果を維持しており、いずれも引張
り強さが約２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上と、優れた引張り強
さを示した。一方、Ｍｎを含有していない比較例１にお
いては、Ａ　１３　Ｎ　１相が粒状化して繊維強化の効
果が小さくなり、強度が低下した。また、Ｍｎ含有量が
多い比較例２においては、粗大な晶出物が発生したため
、強度が低下した。

次に、第１図に示す装置を使用して、パフ−６重量％Ｎ
ｉ−２，０重量％Ｍｎ合金を連続鋳造した。

これにより得た鋳塊の鋳造組織は、柱状晶が引抜き方向
に略平行に伸長した一方向凝固組織である。

この鋳塊を厚さが４０ｍｍの角材に加工し、５００℃の
温度で２時間加熱処理を施した後、加工率がＯ乃至９０
％の範囲で熱間鍛造を施した。そして、Ａられた鍛造材
から引張り試験片を作成し、室温乃至３００℃の温度で
１０００時間保持した後、引張り試験を実施した。

第３図は横軸に鍛造時の加工率をとり、縦軸に引張り強
さをとって、試験片の引張り強さを示したグラフ図であ
る。但し、鍛造加工率が８０％以下の場合が本発明にて
規定した範囲に入るものである。

この第３図から明らかなように、鍛造加工率が８０％を
超えると、合金材の引張り強さが急激に低下する。これ
は、８０％を超える加工率で加工を施した合金材におい
ては、繊維状の晶出物が球状化して、繊維強化の効果が
減少するためである。

［発明の効果コ以上説明したように本発明に係るアルミニウム合金は、
合金組成、固液界面における液相の温度勾配及び熱間加
工率を所定範囲に規定したから、高温特性が優れたアル
ミニウム合金を連続鋳造法及び熱間鍛造により高生産性
で且つ低コストて製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例にて使用する連続鋳造装置を示
す断面図、第２図は本発明の効果を示すＭｎ含有率と引
張り強さとの関係を示すグラフ図、第３図は本発明の効
果を示す鍛造加工率と引張り強さとの関係を示すグラフ
図である。１；ハウジング、２；断熱部材、３；るつぼ、３ａ；排
出口、４；ストッパ、５；導入管、６；ノズル、７；ジ
ャケット、８；抵抗発熱体、９；ダミーバー　１０：溶
湯、１１；鋳塊第図

Claims

【特許請求の範囲】

（１）５．５乃至７．０重量％のＮｉ及び０．５乃至２
．５重量％のＭｎを含有し、残部がＡｌ及び不可避的不
純物からなるアルミニウム合金の溶湯を固液界面におけ
る液相中の温度勾配を５℃／ｃｍ以上にして連続鋳造す
ることにより鋳塊を得る工程と、この鋳塊を３５０乃至
５５０℃の温度にて８０％以下の加工率で鍛造加工する
工程とを有することを特徴とする高温強度が優れたアル
ミニウム合金の製造方法。