JP2011143471A

JP2011143471A - Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法

Info

Publication number: JP2011143471A
Application number: JP2010280862A
Authority: JP
Inventors: Toru Watanabe; 亨渡辺; Hidetoshi Takagi; 英俊高木; Masayoshi Doi; 正芳土肥; Tatsuki Ikegami; 達貴池上
Original assignee: Sankyo Material Inc
Current assignee: Sankyo Material Inc
Priority date: 2009-12-18
Filing date: 2010-12-16
Publication date: 2011-07-28
Anticipated expiration: 2030-12-16
Also published as: JP5689669B2

Abstract

【課題】ピーリング不要な平滑な鋳塊表面が得られ、尚且つ内部組織が微細且つ均一で耐摩耗性や高温強度、加工性等に優れた高機能のＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法の提供。
【解決手段】鋳型内径が５０〜１５０ｍｍの断熱鋳型に、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜３ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜３ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％含有するＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に噴射した冷却水で鋳型下端部から出る鋳塊を４５〜６５℃／ｓの冷却速度で冷却する。
【選択図】図４

Description

本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法に関する。

耐摩耗性や低熱膨張性が要求される内燃機関用ピストン等の素材として、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金が用いられ、連続鋳造法で製造された大径ビレットを押出加工したアルミ丸棒が多く使用されている。この合金系は比較的低濃度の展伸系合金とは異なり、連続鋳造時に表面の平滑性が損なわれることが多く、内部組織の不均一性が顕著に現れるため、水冷鋳型を用いる連続鋳造法ではビレット表層のピーリング加工が必要である。これに加えて、塑性加工時の変形能が低いため、押出性や鍛造性が他の展伸系合金と比較して悪いことが知られている。近年では小径連続鋳造ビレットを直接鍛造するケースも増えてきているが、Ａｌ−Ｓｉ系合金特有の表面欠陥を解消することができず、ピーリング加工が施されている。このような問題は低生産性や中間加工の増加を招きコスト高の一因となっている。そのため加工用素材としては、均一な内部組織やピーリング不要な鋳塊表面とともに、素材の高機能化も併せて望まれていたが、従来の技術では満足する素材が製造できなかった。

本出願人は、特許文献１，２に示すように、断熱鋳型の下端部に冷却水を吹き付けて鋳型下端部を局部的に冷却すると共に、鋳型下端部から流下する水で鋳型下部から出る鋳塊を冷却する鋳造方法を行っている。この方法によれば、表面の凹凸が小さく内部組織も均一な鋳塊が得られる。しかし鋳塊表面にはラッピング模様が発生し、これを除去するために依然としてピーリングを行う必要があった。

特開２００８−１８４６７号公報特開２００８−１２７５７９号公報

本発明は以上に述べた実情に鑑み、ピーリング不要な平滑な鋳塊表面が得られ、尚且つ内部組織が微細且つ均一で耐摩耗性や高温強度、加工性等に優れた高機能のＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法の提供を目的とする。

上記の課題を達成するために請求項１記載の発明によるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍの断熱鋳型に、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜３ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜３ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％含有するＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に噴射した冷却水で鋳型下端部から出る鋳塊を４５〜６５℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする。冷却水は、鋳型下端部にだけ噴射してもよいし、鋳型下端部に冷却水を噴射すると共に鋳型から出た鋳塊の表面にも冷却水を噴射してもよい。

請求項１記載の発明によれば、鋳型の下端部に噴射した冷却水で鋳型下端部から出る鋳塊を４５〜６５℃／ｓの高い冷却速度で冷却することにより、添加元素を多く添加しても鋳塊全体にわたって均一で微細な金属組織となり、鋳塊表面は平滑となってピーリングレスで鍛造用素材等としてそのまま用いることができる。Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有することで、低熱膨張率と優れた耐摩耗性が得られる。ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％含有することで、高温強度が高められる。ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％含有することで、金属組織を微細化できると共に耐熱性を向上できる。

本発明に用いる連続鋳造装置の一例を示す模式図である。本発明に用いる連続鋳造装置の他の例を示す模式図である。連続鋳造の評価結果を示す表である。（ａ）は冷却速度を４５〜６５℃／ｓの範囲内とした場合の鋳塊表面の写真であり、（ｂ）は冷却速度が４５℃／ｓよりも小さい場合の鋳塊表面の写真であり、（ｃ）は冷却速度を６５℃／ｓよりも大きくした場合の鋳塊表面の写真である。（ａ）は本発明により連続鋳造した鋳塊の表皮部及び中心部の内部組織の写真であり、（ｂ）は従来のＤＣ鋳造法により連続鋳造したＪＩＳ４０３２合金の表皮部及び中心部の内部組織の写真であり、（ｃ）は冷却速度が４５℃／ｓよりも小さい状態で連続鋳造した鋳塊の中心部の内部組織の写真である。（ａ）は比較例７の内部組織の写真であり、（ｂ）は比較例８の内部組織の写真である。

本発明に係るＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の鋳造に用いる連続鋳造装置の例を図１に示す。この連続鋳造装置は、溶湯を流し込む受湯部１と、受湯部１の下部に設けた上下に貫通した鋳型２を有している。鋳型２の材質としては黒鉛鋳型を用いた。鋳型２の上部側壁には断熱層３を有し、下部側壁の周囲には水冷ジャケット４を設けてある。水冷ジャケット４は、給水口４ｂ、冷却水室４ｃ及び冷却水噴射ノズル４ａを有している。冷却水噴射ノズル４ａは、鋳型２の外側の下端部２ａに向けて冷却水が噴射するようになっており、鋳型２の下端部２ａを局部的に冷却するようになっている。また、鋳型２の下端部２ａの局部的冷却効果を向上させる観点から、鋳型２の下側の肉厚を上側に比較して薄くしてある。溶湯Ｍは鋳型２の上部から入り、鋳型２の下端部内側２ｂで冷却され凝固界面Ｍｃを形成しつつ、鋳型２の下部からビレット等の連続した鋳塊Ｍｓとして先端底部を受台６にて受けながら連続鋳造する。
上述のように、鋳型２の外側の下端部２ａを局部的に冷却していることで、従来の断熱型連続鋳造法に比較して固液共存温度域の幅ｄが小さくなる。
鋳型２の下端部２ａに噴射した冷却水５は、鋳塊Ｍｓの表面に沿って下方向に流水部５ａを形成しながら流下する。

本発明の連続鋳造方法においては、上述のように断熱鋳型の下端部２ａを冷却水５で局部的に冷却すると共に、鋳塊Ｍｓの表面に沿って流下する冷却水（流水部５ａ）により、鋳塊Ｍｓを４５〜６５℃／ｓの高い冷却速度で冷却することを特徴とする。これによりアルミニウム合金溶湯の凝固が速やかに完了するため、鋳塊表面が平滑になり、また鋳塊内部は固液共存温度域が狭くなるため金属間化合物の成長が抑制され、内部組織が微細で均一なものになる。冷却速度は、鋳塊Ｍｓの中心に熱電対７を上方より差し入れ、熱電対７を受台６と同期して下降させ、熱電対７により測定される温度の変化より求められる。冷却速度は、鋳造速度と冷却水の量を適宜調節することで変化させられる。

図２は、連続鋳造装置の他の実施形態を示している。図１のものと異なる点を説明すると、水冷ジャケット４は鋳型冷却水噴射ノズル１４ａと、鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂとを上下二段に有しており、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａから噴射した冷却水で鋳型下端部２ａを局部的に冷却し、さらに鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂから鋳塊Ｍｓの表面に向けて冷却水５を噴射している。鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂから噴射した冷却水は、鋳型２の下端部２ａに噴射した冷却水の流れ５ａによる流下水膜を破るように鋳塊Ｍｓ表面を冷却し、これにより二次冷却効果が高まり凝固界面近傍の温度勾配を大きくすることができ、鋳型内側下端部Ｓの冷却能力を一層高められる。

本発明に用いる鋳型形状としては、図１，２に示したような鋳型内周径が鉛直方向に同じであるストレート型に限定されるものではなく、下側が径の大きいテーパー型でもよく、断面形状も円形のみならず異形断面でもよい。なお、異形断面形状の場合には、最大内接円の径が５０〜１５０ｍｍであることをいう。
本発明の鋳型の下端部局部冷却による連続鋳造方法は、比較的小径のビレット鋳造に効果的であり、概ね、ビレット直径５０〜１５０ｍｍの範囲に適している。１５０ｍｍを超えると中心部の冷却が不充分となりやすい。

次に、合金組成について説明する。
（Ｓｉ：１２〜２０ｗｔ％）
Ｓｉは、低熱膨張性と耐摩耗性の向上に寄与する元素である。しかしながら、多量に添加すると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、材料の強度や靱性、加工性を低下させることになる。
従って、本発明では充分な効果を得るため、その下限を１２ｗｔ％とし、充分な靱性及び加工性を確保するため、その上限を２０ｗｔ％とする。

（Ｃｕ：０．５〜３ｗｔ％）
Ｃｕは、Ａｌ_２Ｃｕの析出により高温強度向上に寄与する元素である。しかしながら、多量に添加すると粗大化合物やポロシティーが生じ、強度や靱性を低下させ、また比重を増加させることにもなる。
従ってＣｕは、２００℃において最低限必要な強度を得るため、その下限を０．５ｗｔ％とし、粗大化合物やポロシティーの発生を防止すると共に比重の増加を抑えるため、その上限を３ｗｔ％とする。

（Ｍｇ：０．１〜３ｗｔ％）
Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度向上に寄与する元素であるが、多量に添加すると化合物が粗大化し、強度と靱性を低下させる。よってＭｇは、強度向上の効果が認められ且つ粗大化合物が生じない範囲として、０．１〜３ｗｔ％としている。

（Ｆｅ，Ｍｎ：Ｆｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％）
Ｆｅは、Ａｌとの化合物の析出により高温強度向上に寄与する元素である。単体では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物として晶出する。Ｍｎも高温強度を向上させるための元素であり、Ｆｅと同時に添加するとＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）化合物を形成する。高温強度にはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物が効くため、ＦｅをＭｎよりも多くしている。また、Ｆｅを２ｗｔ％以上添加すると化合物が粗大化して強度・靱性の低下を招き、０．３ｗｔ％以下では高温強度を向上させる効果が十分得られないため、Ｆｅ＋Ｍｎ＜０．３〜２ｗｔ％としている。

（Ｔｉ，Ｚｒ：Ｔｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％）
ＴｉとＺｒは、ともに組織微細化と耐熱性に寄与する元素である。特にＺｒは鍛造後の強度向上に寄与するため、Ｚｒの添加量をＴｉよりも多くしている。ＴｉとＺｒの総量が０．３ｗｔ％以上では粗大晶出物が発生するため、Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％としている。

（Ｎｉについて）
本発明の合金においては、Ｎｉを添加する場合もある。Ｎｉは、Ａｌ_３Ｎｉの析出により高温強度を向上させる働きがある。しかし多量に添加すると化合物が粗大化し、強度・靱性の低下を招くので、最大３ｗｔ％とする。
なおＮｉは高価な元素であり、高温強度を確保するためにＦｅで代用することができる。Ｎｉを添加しない場合、Ｆｅは最低でも０．５ｗｔ％以上添加することが好ましい。

図３は、本発明の方法によりＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の鋳塊を連続鋳造し、鋳塊表面及び内部組織の観察、高温強度の評価を行った結果を示している。高温強度は、各鋳塊より作製した試験片を３００℃に加熱した状態で引張試験を行い、その引張強度により評価した。
実施例１〜３は、合金組成及び冷却速度が本発明の範囲内のものである。比較例３〜６は、本発明と同じ方式で鋳造するものの冷却速度が本発明の範囲から外れたものである。比較例２は従前のＤＣ鋳造法により鋳造したＪＩＳ４０３２合金であり、比較例１はその押出材である。比較例７〜１０は、本発明と同じ方式で鋳造し冷却速度も本発明の範囲内であるが、合金組成が本発明の範囲から外れたものである。

本発明の実施例１〜３は、図４（ａ）に示すように、鋳塊表面がラッピング模様の無い平滑な表面になり、ピーリングせずにそのまま鍛造用素材として使用可能であった。一方、冷却速度が４５℃／ｓよりも小さい比較例３，４，６では、図４（ｂ）に示すように、鋳塊表面にラッピング模様が生じ、鍛造用素材とするにはピーリングが必要であった。冷却速度が６５℃／ｓよりも大きい比較例５では、図４（ｃ）に示すように、溶湯漏れが生じて満足に連続鋳造することができなかった。ＤＣ鋳造法による比較例２は、鋳塊表面に凹凸が生じ、比較例３，４，６よりもさらに厚くピーリングする必要があった。
次に内部組織について見ると、本発明の実施例１〜３においては、図５（ａ）に示すように、表皮部にチル層が形成されることもなく、鋳塊全体にわたって均一で、Ｓｉ相、金属間化合物共、３〜２０μｍ以下の微細な組織になっていることが確認された。通常、Ｓｉを共晶点といわれる１２．７ｗｔ％以上添加すると、１００μｍクラスの初晶Ｓｉが不均一に晶出するが、本発明の方法によればＳｉを１３．５ｗｔ％添加してもそのような現象は見られない。冷却速度が４５℃／ｓよりも小さい比較例３，４，６では、図５（ｃ）に示すように、組織は比較的微細化されているものの、わずかに５０μｍ程度の晶出物が生じていた。ＤＣ鋳造法による比較例２では、図５（ｂ）に示すように、表皮部にチル層が約７ｍｍ形成され、中心部の組織も３０〜１２０μｍと粗く不均一な状態であった。
次に高温強度について見ると、本発明の実施例１〜３は、ＤＣ鋳造法によるＪＩＳ４０３２合金とその押出材（比較例１，２）と比較して、高い値になった。これは、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｚｎの添加で微細な晶出物を均一にネットワーク状に晶出させていることに基づく。特に実施例１は、高価なＮｉを添加していない（その分Ｆｅを多く添加している）にも関わらず、Ｎｉを１．５ｗｔ％添加した実施例２と同等の高温強度が得られた。また金属組織が均一に微細化されており、粗大な金属間化合物が無いことで、鍛造等の加工性も良好になる。
Ｔｉを０．２ｗｔ％、Ｚｒを０．１５ｗｔ％含有し、Ｔｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％の条件を満たさない比較例７は、表皮部にチル層が形成され、中心部の組織も３０〜３００μｍ以下と粗く、図６（ａ）に示すように、針状の晶出物が発生した。
Ｆｅを１ｗｔ％、Ｍｎを１．５ｗｔ％含有し、Ｆｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％の条件を満たさない比較例８は、表皮部にチル層が形成され、中心部の組織も３０〜３００μｍ以下と粗く、図６（ｂ）に示すように、粗大晶出物が発生した。
Ｃｕを上限の３ｗｔ％より多く（５ｗｔ％）含有する比較例９は、粗大化合物やポロシティーが発生した。
Ｚｒを含有しない比較例１０は、高温強度を向上する効果が認められなかった。

以上に述べたように、本発明の方法によれば、鋳塊表面が平滑になりピーリングせずにそのまま鍛造用素材とすることができ、鍛造ピストン等の製品のコストを大幅に低減できる。また、Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｚｒ等の元素を高濃度に含有し、またこれらの元素を高濃度に含有しても金属組織が均一で微細なものとなるため、耐摩耗性や高温強度などの機械的性質を向上できる。さらに、高価なＮｉを低減しても高い機械的性質を確保できる。また素材の高機能化により、製品の高機能・軽量化に寄与する。

本発明は以上に述べた実施形態や実施例に限定されない。合金組成については、添加元素の量を特許請求の範囲に記載した範囲内で適宜増減することができ、また特許請求の範囲に記載の無い元素を添加することもできる。

１受湯部
２鋳型
２ａ鋳型の下端部
３断熱層
４ａ冷却水噴射ノズル
５冷却水
６受台
７熱電対

Claims

鋳型内径が５０〜１５０ｍｍの断熱鋳型に、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜３ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜３ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％含有するＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に噴射した冷却水で鋳型下端部から出る鋳塊を４５〜６５℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法。