JP4796563B2

JP4796563B2 - 熱処理用アルミニウム鋳造合金及び剛性に優れたアルミニウム合金鋳物の製造方法

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Publication number: JP4796563B2
Application number: JP2007311974A
Authority: JP
Inventors: 聡鈴木; 和宏織田; 幸雄倉増; 薫杉田; 茂嗣木村
Original assignee: Nikkeikin Aluminum Core Technology Co Ltd
Current assignee: Nikkeikin Aluminum Core Technology Co Ltd
Priority date: 2007-12-03
Filing date: 2007-12-03
Publication date: 2011-10-19
Anticipated expiration: 2027-12-03
Also published as: JP2009132985A

Description

本発明は、大型の工作機械等に用いられる剛性に優れた鋳造用アルミニウム合金に関する。

従来、大型の工作機械等の構成部材の製造には鋳鉄が用いられている。
しかしながら、工作機械の高速度化や高精密作動化の進展に伴い、工作機械構造体自身の軽量化が望まれている。今後、益々軽量化が図られることになるが、現行の鋳鉄材の使用では限界がある。そこで、鋳鉄並みの強度と剛性を有する軽量な素材の開発が急務となっている。
アルミニウム合金の使用も想定されているが、一般的な鋳物用アルミニウム合金やＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ合金、或いはＡＣ４ＣＨ合金のＴ６処理材は引張強度２８０ＭＰａ，ヤング率７０ＧＰａ程度であって、鋳鉄並みなる観点からは、要望に対して十分に応えられるものではない。また、アルミニウムの複合材は、機械的性質はよいものの、切削加工性に欠け、リサイクルする際に母材と強化材の分離が難しくリサイクル性に欠ける。

このような背景下にあって、特許文献１で、ピストン用ではあるが、高温強度、耐摩耗性、耐疲労性に優れた鋳造用アルミニウム合金が提案されている。
このアルミニウム合金は、１０〜１７質量％のＳｉの他に、制限された量のＭｇ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖ，Ｃｕ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｐを含ませるとともに、実質的にデンドライト組織を無くさせていることを特徴としている。
特開２００４−７６１１０号公報

ところで、特許文献１で提案されている鋳造用アルミニウム合金は、０．３質量％以上のＭｇを含有させている。このＭｇの影響で伸び特性が悪く、厚肉部と薄肉部を有する大型鋳物の場合、鋳造後の焼き入れ時に、厚肉部と薄肉部の温度差が大きくなり、割れ不良を発生することが多くなっている。また、Ｍｇを含む合金は溶解時にＭｇが酸化しやすく、酸化物が溶湯の中に入りやすいため欠陥となって材料強度と伸びの低下を起こす。このため、産業用の大型機械を構成する部材への適用は難しくなっている。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、Ｍｇ含有量を低減することにより伸び特性を向上させるとともに、剛性の向上を図って鋳鉄品に代替可能でありリサイクル性にも優れたアルミニウム合金鋳物を提供することを目的とする。

本発明の熱処理用アルミニウム鋳造合金は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１０．５〜１３．５質量％，Ｎｉ：１．４〜２．４質量％，Ｃｕ：４．０〜５．０質量％，Ｐ：０．００３〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、不純物としてのＭｇが０．２質量％未満に規制されていることを特徴とする。
さらに、不純物としてのＦｅが０．３質量％以下に規制されていることが好ましい。

本発明の熱処理用アルミニウム鋳造合金は、さらに、Ｍｎ：０．１〜０．９質量％，Ｃｒ：０．１〜０．９質量％及びＶ：０．１〜０．７質量％のうちの一種以上を含むものが好ましく、またさらに、Ｔｉ：２．５〜４．０質量％及びＢ：１．０〜２．０質量％を含んでいてもよい。
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有するアルミニウム合金し、鋳造後にＪＩＳ規格に定めるＴ５あるいはＴ６処理を施すと、８０ＧＰａ以上のヤング率および産業用大型機械の構成材として用いられるのに必要な引張強度、耐力を呈する。

具体的には、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有するアルミニウム合金を鋳造した後、４９０〜５１０℃に１〜８時間保持して溶体化処理した後に焼入れを行い、その後に１７０〜１９０℃に４〜８時間保持する時効処理を施すと、８０ＧＰａ以上のヤング率を呈する程に剛性に優れたアルミニウム合金鋳物が得られる。

本発明により提供される鋳造用アルミニウム合金は、不純物としてもＭｇが０．３質量％未満に規制されている。このため、伸び値が低下することがなく、鋳造後の熱処理時に割れを生じることもない。また、ＮｉやＣｕなどの含有量を調整することにより、ヤング率が８０ＧＰａ以上になるほどの優れた剛性を呈している。さらに、適正量のＢ及びＴｉを追加含有させることにより、ヤング率をさらに向上させることができている。
したがって、本発明鋳造用アルミニウム合金により、例えばスピンドルヘッドやラムサドルのような、大型かつ複雑な形状を有する工作機械構造体として、剛性に優れるばかりでなく軽量化化したものを低コストで安定的に提供できるようになる。

本発明者等は、１０質量％を超える量のＳｉを含有させた鋳造用アルミニウム合金において、鋳造後の熱処理においても割れが生じることもなく、しかも剛性を高める手段について検討を重ねてきた。
確かに、前記特許文献１で提案された鋳造用アルミニウム合金は、熱処理により高強度化が図られている。しかしながら伸びが低いために熱処理時の焼き入れ工程で割れが生じやすくなっている。したがって、スピンドルヘッドのような、大型かつ厚肉部と薄肉部を有する複雑な形状を有する工作機械構造体を安定して製造することには不安が付きまとう。また、剛性も必ずしも十分でなかった。

本発明者等の種々の予備実験によると、前記特許文献１に記載の鋳造用アルミニウム合金が低い伸び値を呈する最大の要因が、０．３質量％を超えるＭｇ含有量にあることを見出した。
そこで、Ｍｇ含有量を少なくして伸びを確保し、鋳造後の熱処理時に割れ発生を抑制することとした。併せて、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等の含有量を適切に管理し、剛性の向上を図って、鋳鉄並みの剛性を確保することとした。
以下に、その詳細を説明する。

まず、本発明熱処理用アルミニウム鋳造合金を構成する合金の成分組成について説明する。
Ｓｉ：１０．５〜１３．５質量％
Ｓｉは剛性等の機械的性質向上の他に、耐摩耗性、耐熱性、制振性、低線膨張性および鋳造性（主に流動性）を向上させる作用を呈する。Ｓｉ含有量が１０．５質量％に満たないと流動性が低下し、湯廻り不足による欠陥が生じる。また、十分な機械的特性を得ることができない。逆に、Ｓｉ含有量が１３．５質量％を超える程に多くなると、破壊の起点となる粗大な初晶Ｓｉが晶出し、伸び等の機械的性質が低下する。また、焼入れの際に割れやすくなる。

Ｎｉ：１．４〜２．４質量％
ＮｉはＡｌと結合してＡｌ₃Ｎｉを形成し、剛性や耐熱性を向上させる作用を呈する。Ｎｉ含有量が１．４質量％に満たないと、十分な量のＡｌ₃Ｎｉが晶出せず、所望の剛性向上効果が得られない。逆に、Ｎｉ含有量が２．４質量％を超える程に多くなると、破壊の起点となる粗大なＡｌ₁₂Ｃｕ₅Ｎｉ₈が晶出し、伸び等の機械的性質、を著しく低下させる。また、Ｎｉは高価な元素であるため、地金のコストアップにも繋がる。

Ｃｕ：４．０〜５．０質量％
Ｃｕは、熱処理による析出硬化により、機械的特性を向上させる作用を呈する。その作用を有効的に発現させるには、４．０質量％以上の含有を必要とする。しかしながら、５．０質量％を超える程に多くなると伸びが低下して、焼入れ（熱処理）の際に割れが生じやすくなる。

Ｐ：０．００３〜０．０１５質量％
Ｐは初晶Ｓｉを微細化させ、破壊の起点となる初晶Ｓｉの粗大化を抑制する効果があり、伸び等の機械的特性を低下させない効果がある。しかし、Ｐ含有量が０．００３質量％に満たない程に少ないと、初晶Ｓｉを微細化するには不十分な量であるため、微細化作用は発現せず、よって初晶Ｓｉが粗大に成長するため、伸び等の機械的強度が低下しやすい。逆に０．０１５質量％を超えるＰの含有は地金のコストアップに繋がるとともに溶湯の流動性を低下させ湯廻り不足による欠陥が生じる。

不純物としてのＭｇ：０．２質量％未満
ＭｇはＴ６熱処理で固溶しているＭｇがＳｉと結合してＭｇ₂Ｓｉを析出し、材料強度を高める効果がある。Ｍｇ含有量が０．２質量％以上になると、析出するＭｇ₂Ｓｉが多くなり、材料が硬くなりすぎて、特に伸びを著しく低下させる。その結果、溶体化処理時後の焼入れの際に割れが生じやすくなる。したがって、不純物としてのＭｇ含有量は０．２質量％未満に制限する。０．１質量％以下にすることが好ましい。

不純物としてのＦｅ：０．３質量％以下
Ｆｅは破壊の起点となるＡｌＦｅＳｉあるいはＡｌ(Ｆｅ,Ｍｎ)Ｓｉの粗大な針状の晶出物を形成し、伸び等の機械的性質を低下させる。したがって、不純物としてのＦｅも、０．３質量％以下に制限することが好ましい。

Ｍｎ：０．１〜０．９質量％
Ｍｎは、剛性を向上させる作用があり、必要に応じて含有させる。また不可避的に混入し、破壊の起点となるＦｅ系の針状晶出物Ａｌ(Ｆｅ,Ｍｎ)Ｓｉを塊状に変化させる作用も有する。前記作用は、Ｍｎを０．１質量％以上含むことによって顕著に発現する。しかし、０．９質量％を超える程に多く含有させると、破壊の起点となるＡｌ(Ｆｅ,Ｍｎ)Ｓｉ系金属間化合物が粗大化し、伸び等の機械的性質を低下させるので、Ｍｎを含有させる場合には０．１〜０．９質量％の範囲とする。

Ｃｒ：０．１〜０．９質量％
Ｃｒは剛性向上に寄与するＡｌ₇Ｃｒ晶出物を形成し、剛性向上に寄与する元素である。必要に応じて含有させる。しかし、０．１質量％に満たない程に少ないと剛性を向上させるほどの晶出物は形成されない。逆に、０．９質量％を超える程に多くなると、破壊の起点となる粗大なＣｒ系晶出物が多くなって返って、伸び等の機械的性質を低下させることになる。したがって、Ｃｒを含有させる場合は、０．１〜０．９質量％の範囲とする。

Ｖ：０．１〜０．７質量％
Ｖも剛性向上に寄与するＡｌ₇Ｖが晶出物を形成し剛性向上に寄与する元素である。必要に応じて含有させる。しかし、０．１質量％に満たない程に少ないと剛性を向上させるほどの晶出物は形成されない。逆に、０．７質量％を超える程に多くなると、破壊の起点となる粗大なＶ系晶出物が多くなって返って、伸びが低下し、機械的性質を低下させることになる。したがって、Ｖを含有させる場合は、０．１〜０．７質量％の範囲とする。

Ｔｉ：２．５〜４．０質量％及びＢ：１．０〜２．０質量％
ＴｉとＢは互いに結合してＴｉＢ₂なる化合物を形成して剛性向上に大きく寄与する元素である。必要に応じてＴｉ及びＢを合わせて含有させる。Ｔｉ量が１．０質量％に満たなかったり、Ｂ量が０．５質量％に満たなかったりすると、剛性を向上させるＴｉＢ₂の生成量が少なく、所望の剛性向上効果は得られない。逆にＴｉ量が４．０質量％を超える程に多かったり、Ｂ量が２．０質量％を超えるほどに多かったりすると、ＴｉＢ₂がクラスター化して溶湯の粘性が高くなり、鋳造性を低下させることになる。また、Ｔｉ量がＴｉＢ₂（１：０．４５２）の比よりも多い場合であって、ＴｉＢ₂となっていないフリーのＴｉ量が０．４％を超すＴｉ量の場合、板状の大きなＡｌ₃Ｔｉ晶出物が生成し、機械的特性を低下させる。一方、Ｂ量がＴｉＢ₂の比よりも多い場合、Ｂは溶湯中のそのほかの元素と化合し、ＡｌＢ₂，ＡｌＢ₁₂，ＶＢ₂，ＣｒＢ₂を生成する。これら化合物も剛性が高く、この合金の剛性アップに寄与する、したがって、Ｔｉ及びＢを含有させる場合は、上記範囲内であって、且つ、ＢをＴｉＢ₂の等量より多くすることが望ましい。

上記で説明した元素以外の元素は不可避的不純物として取り扱われる。そして、合計で０．５質量％までの含有が許容される。選択成分であるＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ及びＢは、規定した含有量に満たないときには所望の特性を発現しないので、その含有は不純物として取り扱われる。
以上のように成分組成が規定されたアルミニウム合金は、鋳造後、Ｔ５あるいはＴ６の熱処理が施されて使用される。Ｔ５処理，Ｔ６処理により、８０ＧＰａ以上のヤング率を呈することになる。

そこで、次に溶解・鋳造及びその後の熱処理手段について説明する。
溶解・鋳造
ＴｉとＢを含まない合金の場合、合金成分に調合したインゴットの溶解及び鋳造には何の制限もない。通常通りの方法で十分である。ただし、ガスによる引け巣の生成を極力低減するためには、十分に脱ガスした後、鋳造することが好ましい。また、鋳造手段としては、通常の高圧鋳造やダイキャストを用いても良いが、本発明の鋳造用アルミニウム合金は大型の産業機械部材への適用を想定しており、その場合は砂型重力鋳造法で鋳造することが好ましい。
ＴｉとＢを含む合金の場合、ＴｉとＢはＫＢ₄とＫ₂ＴｉＦ₆等のフラックスを用いてＡｌ合金溶湯中に添加しても良いし、あらかじめＡｌ−Ｔｉ−Ｂの母合金を作っておいて、母合金の状態で添加しても良い。

鋳造後、いわゆるＴ５処理やＴ６処理を施すことにより、所望の特性を発現させる。
熱処理の各段階での条件について説明する。
溶体化処理：４９０〜５１０℃×１〜５時間
溶体化処理はＣｕの固溶を促進させるために行う。条件は，保持温度４９０℃〜５１０℃，保持時間１〜５時間とする。温度が４９０℃に満たない場合や保持時間が５時間に満たない場合、Ｃｕの固溶が不十分となり，時効処理の際に析出するＣｕ系化合物が少なくなり、時効処理による強度，剛性の向上が小さくなる。また温度が５１０℃を超えた場合、バーニングが起こり、剛性等の機械的特性が低下する虞がある。５時間を超えて保持しても特性の向上はあまり図れない。また比較的破壊の起点となりやすい針状に成長した共晶ＳｉやＡｌＣｕＮｉ系の晶出物の形状が破壊の起点になりにくい塊状化し、伸びが向上し、引張強度が低下するのを防ぐ作用も有する。
溶体化処理後、焼入れする。

時効硬化処理：１７５〜１８５℃×４〜８時間
時効処理は，溶体化処理により固溶したＣｕ系析出物の析出を促進させ、機械的特性を向上させるために行う。条件は、保持温度１７５℃〜１８５℃、保持時間は４〜８時間とする。温度が１７５℃より低い場合や保持時間が４時間に満たない場合には，析出が不十分となって十分な機械的特性が得られない。また温度が１８５℃を超えた場合や保持時間が８時間を超えた場合，過時効状態となって機械的特性が低下する。

実施例１；
次に具体的な実施例について説明する。
表１に示す成分組成のアルミニウム合金溶湯を溶製し、２００℃に予熱した舟型形状の金型（寸法２００ｍｍ×３０ｍｍ×４０ｍｍ）に、鋳込み温度７２０℃で重力鋳造した。冷却後、５００℃で２時間溶体化処理し、水焼入れした後、１８０℃で６時間の時効処理を施した。
時効処理後、鋳造材をＪＩＳ規格ＣＴ７１型引張試験片の形状に加工し、室温環境下で引張試験を行った。その結果を表２に示す。
また、比較例として鋳物用アルミニウム合金の中で剛性が高いＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ合金及びＡＣ４ＣＨ合金を使用した。同様の条件で鋳造及びその後の熱処理を行い、引張試験に供した。その結果を併せて表２に示す。

表２に示す結果から、成分組成が適切に調整された本発明合金Ａ１〜Ａ１２は、引張強度２４０ＭＰａ以上、耐力２００ＭＰａ以上、伸び０．２％以上の材料特性と、８０ＧＰａ以上のヤング率を呈すし、他と比べて引張特性及び剛性に優れていることがわかる。
これに対して、比較例合金Ｂ１は、Ｓｉ含有量が少ないために耐力が十分でなかった。Ｂ２はＳｉ含有量が多すぎたために耐力も低かったが伸びも低下していた。Ｂ３はＮｉ含有量が少なかったために剛性が不足していた。また、Ｂ４はＮｉ含有量が多すぎたために、Ｂ５はＣｕ含有量が少なすぎたために、いずれも耐力が十分ではなかった。逆にＢ６は、耐力は十分であったがＣｕ含有量が多すぎたために伸びが低下していた。

比較例合金Ｂ７はＭｎ含有量が多すぎたため、耐力が十分でないばかりか伸びも著しく低下していた。Ｂ８は不純物としてのＭｇが多すぎたために伸びが著しく低下していた。Ｂ９はＰ含有量が少なすぎたために初晶Ｓｉが粗大化し，粗大化した初晶Ｓｉが破壊の起点となり機械的強度、特に耐力が低下していた。
比較例合金Ｂ１０，Ｂ１２は、選択元素として加えるＣｒ，Ｖの添加量が多すぎたために、かえって耐力を低下させていた。また、従来の鋳造合金であるＡＣ４ＣやＡＣ４ＣＨは剛性が十分でないことがわかる。

実施例２；
実施例１において伸びの低かった本発明合金Ａ１、Ａ２，Ａ５，Ａ８のアルミニウム合金を、一般的なスピンドルヘッド（図１参照）の形状（幅３００ｍｍ、長さ１２００ｍｍ、高さ３００ｍｍ）に、各合金につき１０個ずつ、鋳込み温度７２０℃で砂型重力鋳造した。冷却後、５０５℃で２時間の溶体化処理を行った後に水焼入れを行って割れの有無を肉眼で確認した。
また比較合金Ｂ２，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ８においても同様の試験を行った。
その結果を表３に示す。
この結果、比較合金はほとんどのものに鋳物の薄肉部に割れが確認された。これに対して、本発明合金Ａ１及びＡ８には割れは確認できなかった。また本発明合金Ａ２、Ａ５に関しては割れが確認されたものの、その数は１０個中１，２個と少なかった。
このように伸びを０．２％以上にすることにより焼入れ時の割れ発生を抑制できることがわかる。特に伸びを０．４％以上とすれば、割れはほとんど発生しないことがわかる。

実施例２で用いた試験片鋳物の形状を示す図

Claims

Ｓｉ：１０．５〜１３．５質量％，Ｎｉ：１．４〜２．４質量％，Ｃｕ：４．０〜５．０質量％，Ｐ：０．００３〜０．０１５質量％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、不純物としてのＭｇが０．２質量％未満に規制されていることを特徴とする熱処理用アルミニウム鋳造合金。
不純物としてのＦｅが０．３質量％以下に規制されている請求項１に記載の熱処理用アルミニウム鋳造合金。
さらに、Ｍｎ：０．１〜０．９質量％，Ｃｒ：０．１〜０．９質量％及びＶ：０．１〜０．７質量％のうちの一種以上を含む請求項１又は２に記載の熱処理用アルミニウム鋳造合金。
さらに、Ｔｉ：２．５〜４．０質量％及びＢ：１．０〜２．０質量％を含む請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱処理用アルミニウム鋳造合金。
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有し、鋳造後のT５処理あるいはＴ６処理により８０ＧＰａ以上のヤング率を呈する熱処理用アルミニウム鋳造合金。
請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有するアルミニウム合金を鋳造した後、４９０〜５１０℃に１〜８時間保持して溶体化処理した後に焼入れを行い、その後に１７０〜１９０℃に４〜８時間保持する時効処理を施すことを特徴とする剛性に優れたアルミニウム合金鋳物の製造方法。