JPS5943985B2 - Ａｌ−Ｃｕ系高力合金の鋳造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は鋳造用Ａｌ Ｃｕ系高力合金の鋳造処理方法に
関するものである。

Ａｌ−Ｃｕ系の合金は高力合金として広く利用されてお
り、微量添加元素の種類や配合量に工夫を加えたもの、
更には鋳造条件を制御して行なうもの等が知られている
。

本発明者等も当分野の研究を行なっており、ＡＡ−Ｃｕ
系合金の機械的性質に及ぼす微量添加元素（特にＺｎや
Ｍｇ ）の影響、並びに鋳造条件、更には鋳造後の熱処
理条件等について検討した。

その結果従来の高力合金に比較した場合、伸びや衝撃値
に悪影響を与えることなく、引張強さや耐力の向上に寄
与し得る添加元素を見出すと共に、該元素を配合した場
合における好適な鋳造条件及び熱処理条件を確立し得る
に至った。

即ち本発明に係るＡｌ−Ｃｕ合金の鋳造法とは、Ｃｕ
： ２．５〜４．５％（重量係、以下同じ）Ｚｎ ：
０．５〜２．５％ Ｍｇ ： ０．４〜１．５％ Ｔｉ：０．０３〜ｏ、１ｓｆＯ ８ｉ：０．１〜０．５係 下記Ｃｒ、Ｍｎの１種以上 Ｃｒ ： ０．１〜０．５％ Ｍｎ ： Ｏ７１〜０．５％ Ｆｅ：０．２％以下 残部Ａｌ及び不可避不純物 からなる合金溶湯を用い、鋳型内における溶湯冷却速度
を１〜１０°Ｃ／Ｓｅｃにすると共に、凝固区間冷却速
度を１０〜６．５℃／ｓｅｃとするところに要旨があり
、それによりその後の熱処理条件等によって悪影響を受
けない鋳造組織が得られる。

しかし常法に従って鋳造品を溶体化処理した後焼戻しす
る場合を考慮し、溶体化処理条件の検討を行なったとこ
ろ、１段溶体化処理に比べて多段溶体化処理の方が有意
に好ましいことを確認した。

そして該溶体化処理の好適条件を求めたところ、（固相
線温度−２０°Ｃ）から固相線温度の間で第１段溶体化
処理を行ない、次に固相線温度から（固相線温度＋５０
℃）の範囲で２段以上の溶体化処理を施した場合は、引
張強さや耐力更には伸びや衝撃値の向上にとって有利で
あることを知った。

本発明で使用する合金成分の化学組成は前述した通りで
あるが、これらの数値範囲限定根拠は下記の通りである
。

ＣｕはＡｌ−Ｃｕ系合金における必須成分であり、２．
５％未満では時効硬化性が低い為に高強度を保証するこ
とができない。

しかし４．５％を越えて配合する場合には凝固区間温度
範囲が広くなって鋳造性がむつかしくなる。

Ｚｎ及びＭｇは本発明における必須の成分であるが、好
ましい鋳造組織を与える凝固条件等さの関連において検
討した。

第１図は、Ａｌ−３，５％Ｃｕ−０，３％Ｍｎ−０，２
％Ｃｒ−０，２％Ｓｉ −０，０７％Ｔｉ −０，０２
％Ｆｅ合金について、ＺｎをＯ係及び１ｆＯとして、Ｍ
ｇを０，０．４，０．７゜１、ｏ 、 １．４ ； １
．６ （各条）とした場合の夫々の機械的性質を示すも
のである。

尚これらは後述する条件によって鋳造した製品を対象と
するもので、鋳造後の熱処理は施していない。

第１図の左側はＺｎが０％、右側はＺｎが１％の場合を
示し、上の２つは縦軸にＴＳ（引張り強さ二上側の曲線
）及びＹＳ（耐カニ下側の曲線）、中央の２つは縦軸に
Ｅｌ伸び）、下の２つは縦軸にＩｃ（衝撃値）をとって
いる。

まずＺｎが０％の場合を見ると、引張り強さは、Ｍｇが
０．４％になる迄急上昇し、１％でピークに達するが、
その後はＭｇの増量に反比例して低下する。

これに対し耐力はＭｇの増量に応じて増加するが、１５
％あたりで平行状態になっている。

これらに対し伸び及び衝撃値はＭｇの増加に伴なって減
少している。

次にＺｎが１％の場合を見ると、いずれも０％の場合と
同じ様な傾向を示しているが、引張り強さのピーク以後
の低下傾向がおだやかであるし、伸びや衝撃値について
も、０％の場合に比べてやや高いレベルにある。

これらのことがらＺｎは、引張り強さや耐力に悪影響を
与えることなく伸びや衝撃値を向上させる機能を有する
ものであることが明らかになった。

そしてこの様な効果は、第１図からも判る様にＭｇが多
くなる程顕著であるが、Ｚｎ ： ０％、Ｍｇ：１．６
％の合金について顕微鏡写真〔第７図Ａ〕を調べると、
粒界にＡｌ３−Ｃｕ−Ｍｇと考えられる晶出物の増大が
みられ、引張り強さを低下させる原因になっているもの
と思われる。

しかしＺｎ ： １％。Ｍｇ ： １．６％の合金写真
〔第７図Ｂ〕を見ると前記晶出物はやや少なく、引張り
強さの低下が少ないことを裏づけでいる。

もつともＭｇ ： １．６％で晶出物が見られることは
事実であり且つ前述の様に引張り強さの低下を招いてい
るので、Ｍｇの上限については１．５％と定めることに
した。

他方Ｍｇの下限値は、引張り強さ及び耐力の試験結果か
ら見て０．４％と定めた。

次にＺｎの下限値は、第１図の結果及び一般的考察によ
り０．５％と定めたが、上限値の決定については更に検
討すべきであると考え、第２図に示す試験を行なった。

即ち最大の引張り強さを与えるＭｇ量（１係）を含有す
る合金（Ａｌ−３，５係Ｃｕ −１％Ｍｇ−０，３％Ｍ
ｎ −０，２％Ｃｒ −０，２％５ｉ−０，０７％Ｔｉ
−０，０２％Ｆｅ〕において、Ｚｎ量を０％、１％、１
．５％、２．４％、３％の５段階に分けて配合し、５０
５℃×８時間、５１２’ｃｘｓ時間、５２７℃×８時間
、１５℃Ｗ、 Ｑ、、１６０（又は１７０又は１８０）
’ＣＸ２０時間の熱処理を行なった鋳造品について、Ｔ
Ｓ、ＹＳ。

Ｅｌの夫々を試験した。

図中の○印、△印及び口印は、焼きもどし温度が夫々１
６０℃、１７０°Ｃ及び１８０℃の場合を示す。

引張り強さはＺｎが３ｆｂになった段階で低下しており
、又耐力については、１８０℃処理の場合についてやは
り３係の段階で低下している。

この様なところから、Ｚｎの上限値は２．５係が妥当で
あると決定した。

その他の成分については、夫々下記の如く定めた。

即ちＳｉは鋳造性を改善して耐圧性を高め、又Ｍｇと共
にＭｇ２Ｓｉを析出することにより時効硬化を促進し機
械的性質を高める作用があり、０．１％以上含有させな
ければならない。

しかし第３図（Ａｌ−３，５Ｃｕ −１，５Ｚｎ −Ｉ
Ｍｇ−０，０７Ｔｉに対するＳｌの添加効果を示すグ
ラフ）に示す如＜０．５％を越えると機械的性質、特に
伸びが著しく低下する。

又、Ｃｒ及びＭｎは靭性と耐応力腐食割れ性を向上させ
る元素で、その１種以上を０．１％以上含有させなけれ
ばならない。

しかし第４，５図（Ａ７−３．５Ｃｕ−１，５Ｚｎ−Ｉ
Ｍｇ−０，０７Ｔｉに対するＣｒ及びＭｎの添加効果を
示すグラフ）に示す如く、多すぎると機械的性質が悪化
するので０．５％以下とすべきである。

Ｔｉは結晶粒を微細化し靭性を高めるのに不可欠の成分
であり、ｏ、ｏ３％未満ではこれらの実効があられれな
い。

しかし多すぎるとＴｉ化合物の粒内偏析が生じ易くなり
、機械的性質、殊に伸びが低下するので、０．１５％以
下に止める必要がある。

尚ＴｉはＡｌ−Ｔｉ又はＡｌ−Ｔｉ −Ｂ母合金として
添加される。

Ｆｅは不純物であり靭性を損なうので、該不利益を被ら
ない為にも０．２％以下におさえることが必要である。

次に手記成分を満足する合金を原料とする鋳造処理法に
ついて説明する。

第１，６図に示した鋳造品は、この有利な鋳造法によっ
て得たものであるが、鋳造において特に重要なことは鋳
造組織であり、最適の鋳造組織を得る為の凝固条件を確
立すべく種々検討を行なった。

その結果溶湯段階における冷却速度（ＶＬＯ）を１〜ｂ ると共に、凝固区間における冷却速度（Ｖｓｃ）を１．
０〜６．５℃／５ｅＣＪこすることが有利であることを
知った。

即ちＶＬＯ及びＶＳＯがいずれも上記下限速度未満であ
るときは、Ａｌ−Ｃｕ或はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇの晶出物が
多く且つ大きく成長し靭性に悪影響をもたらすことが多
い。

又鋳造後の熱処理（溶体化処理）を行なう場合について
も、完全な固溶状態を得る為の処理時間が非常に長くな
り、それでも尚完全な固溶状態に至らないことがあって
好ましくない。

他方ＶＬＯが上記上限を越えて早くなる場合は、溶湯中
のガスを内在させたままで凝固がはじまってガス欠陥を
招く。

又ＶＳＯが早すぎると、指向性凝固が進行し難くなって
鋳造欠陥を生じると共に、鋳造ひずみを残すことにもな
る。

尚鋳造ひずみは熱処理によって解放されるが、肉厚変化
の大きい製品では割れの原因になり易く、又この解放が
不十分乃至全くなされない場合には、使用環境によって
は応力腐食を発生することもあって好ましくない。

ＶＬｃ及びＶＳＣの機械的性質に及ぼす影響は第１表に
示す結果より明らかである。

次に鋳造完了後の熱処理条件について述べる。

第６図Ａ、Ｂは第１図に対応するもので、・印は５０５
°Ｃ×８時間、５１２℃×８時間、５２７°Ｃ×８時間
の３段溶体化処理後１６０℃×２０時間の焼きもどしを
行なったもので、○印、△印及び口印は、夫々５０５℃
×１５時間の溶体化処理を行なった後、１６０℃（○）
、１７０℃（△）及び１８０℃（ロ）で各２０時間の焼
きもどしを行なった場合を示す。

図に見られる如＜、ＴＳ、ＹＳ。Ｅｌ及びＩｃのいずれ
についても第１図（鋳造まま）の場合と同様の傾向を示
しており、鋳造時の凝固条件が重要であることを示して
いるが、溶体化処理及び焼きもどしの各条件によっても
相当の差違が生じることも明らかである。

即ち焼きもどし条件が同じ場合（ｅと○）を比較すると
、３段溶体化処理を行なったもの（・）の引張り強さや
耐力は、１段溶体化処理を行なったもの（○）に比較し
て２〜３ｋｇ／ｍａ高い値を示しており、伸びや衝撃値
についても・の方が高くなっている。

尚引張り強さや耐力に限って言えば、１段溶体化処理と
高温焼きもどしの組み合わせ（△と口）も一応良好な結
果を示しているが、伸び及び衝撃値に大きな悪影響を与
えているので本発明より除外した。

本実１験で用いた合金の凝固終了温度はＺｎ量の増加と
ともに低下し約４８０〜５１０℃である。

第１段の溶体化処理温度を５０５℃としている為、凝固
終了温度がこの温度より低い場合は、４００℃から５０
５℃までの昇温時間を少なくとも数時間以上にしなけれ
ばならない。

第２及び３段の溶体化処理は凝固点以上になっている。

特に第３段は５２７℃の高温で行なっており、それでも
良好な結果が得られているのは、段階的な昇温手順を踏
んでいる為、鋳造時に晶出した化合物がマトリックス中
に非常にゆっくり拡散固溶されているからであり、いき
なり５２７℃まで昇温させると、粒界の晶出物が溶融し
、溶体化の効果が表われなくなる。

他方５０５℃の１段溶体化処理では固溶量が少なく溶体
化が進まないので、焼きもどしの効果も発揮されない。

多段溶体化処理の温度条件は、上記考案より導かれるが
、凝固条件に若干のばらつきが生じるので、溶体化処理
条件についても若干の幅をもたせておくのが好ましく、
本発明においては、（固相線温度−２０℃）から固相線
温度の間で第１段溶体化処理を施し、第２段以降少なく
とも２段以上行なう溶体化処理は固相線温度から（固相
線温度＋５０’Ｃ）の範囲内で行なう様に定めた。

そして鋳造時の冷却速度が早い場合には比較的低めの温
度で溶体化処理を行ない、冷却速度が遅い場合には比較
的高めの温度で溶体化処理を行なうことが推奨される。

最後に焼きもどし温度であるが、本発明においては特に
これを限定していない。

しかし耐力向上の為には１８０℃に近い温度で長時間（
通常１５〜２０時間）焼きもどして良好な時効硬化を発
揮するのが好ましく、合金組成或は鋳造品の形状に応じ
て若干低い温度、例えば１６０℃を採用（時間は１５〜
２０時間）してもよい。

尚第２表は本発明で得た合金及び比較合金の成分組成及
び物性を示したものである。

但し鋳造時におけるＶＳＣは３．５〜５．３°Ｃ／Ｓｅ
ｃ、 ■Ｌ Ｏは２．０〜５．０℃／ｓｅｃとし、又鋳
造後の熱処理条件としては、４９０℃×８時間及び５１
０℃×８時間の２段溶体化処理後１６０°Ｃ×２０時間
の焼きもどしを行なう方法を採用した。

本発明は以上の如く構成されているので、良好な機械的
性質を有する高力合金が提供されることになった。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱処理前の鋳造品について調べた機械的諸性質
のグラフ、第２図〜５図は合金中におけるＺｎ 、Ｓｉ
、Ｃｒ及びＭｎ含有量の影響を示すグラフ、第６図Ａ
、Ｂは熱処理後の鋳造品について調べた機械的性質のグ
ラフ、第７図は鋳造品の断面拡大写真（４００倍）であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃｕ ： ２．５〜４．５％ Ｚｎ ： ０．５〜２．５％ Ｍｇ ： ０．４〜１．５係 Ｔｉ：０．０３〜０．１５係 Ｓｉ：０．１〜０．５％ 下記Ｃｒ、Ｍｎの１種以上 Ｃｒ ： ０．１〜０．５％ Ｍｎ ： ０．１〜０．５％ Ｆｅ ： ０．２％以下 残部Ａｌ及び不可避不純物（重量％） からなる合金溶湯を用い、 溶湯冷却速度：１〜ｂ 凝固区間冷却速度：１．Ｏ〜６．５°Ｃ／ｓｅｃの条件
   で鋳造することを特徴とするＡ７−Ｃｕ系高力合金の鋳
   造法。 ２ Ｃｕ ： ２．５〜４．５％ Ｚｎ ： ０．５〜２．５％ Ｍｇ：０．４〜１．５係 Ｔｉ：０．０３〜０．１５％ Ｓｉ：０．１〜０．５％ 下記Ｃｒ、Ｍｎの１種以上 Ｃｒ二０１〜０．５係 ＮＪｎ ： ０．１〜０．５ ％ Ｆｅ：０．２％以下 残部Ａｌ及び不可避不純物（重量係） からなる合金溶湯を用い、 溶湯冷却速度：１〜ｂ 凝固区間冷却速度：１．Ｏ〜６．５℃／ｓｅｃの条件で
   鋳造した後、（固相線温度−２０℃）から固相線温度の
   間で第１段溶・体化処理、固相線温度から（固相線温度
   ＋５０℃）の間で２段以上の溶体化処理を行い、その後
   焼もどしするこさを特徴とするＡＩ Ｃｕ系高力合金の
   鋳造法。