JP4761308B2

JP4761308B2 - 高強度Ａｌ合金及びその製造方法

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Publication number: JP4761308B2
Application number: JP2006233271A
Authority: JP
Inventors: 英雄畠
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-08-30
Filing date: 2006-08-30
Publication date: 2011-08-31
Anticipated expiration: 2026-08-30
Also published as: JP2008056965A

Description

本発明は、８００ＭＰａ以上の高強度を有し、機械構造用合金として好適な高強度Ａｌ合金、その製造方法に関する。

機械構造用高強度Ａｌ合金としては、ジュラルミン、超ジュラルミン、超々ジュラルミンなどが広く知られているが、これらの引張強さは６００ＭＰａ程度であるため、より高強度のＡｌ合金が求められている。そのような高強度なＡｌ合金として、特開平１０−３０１４５号公報（特許文献１）には、析出強化元素を過飽和に含む急冷凝固Ａｌ合金粉末を真空ホットプレスによりビレットを製作し、これを３００〜５５０℃で押し出した高強度Ａｌ合金が提案されている。このＡｌ合金の強度は、７００ＭＰａ級レベルに達している。

さらに高強度なＡｌ合金として、「ナノサイズ析出強化による超高強度アルミニウム合金の開発」（長村ら著、軽金属学会急冷凝固アルミニウム合金の実用化研究部会シンポジウム、（２００３）ｐ．１〜６）（非特許文献１）には、析出強化元素を過飽和に含む急冷凝固Ａｌ合金粉末をＣＩＰによりビレットを製作し、これを５００℃にて予備加熱した後、同温度にて高温押し出し、溶体化処理、水焼入れ等温時効を行って製造した高強度Ａｌ合金が記載されており、この高強度Ａｌ合金では９００ＭＰａ程度の強度が得られている。
特開平１０−３０１４５号公報「ナノサイズ析出強化による超高強度アルミニウム合金の開発」（長村ら著、軽金属学会急冷凝固アルミニウム合金の実用化研究部会シンポジウム、（２００３）ｐ．１〜６）

しかしながら、前記特許文献１のＡｌ合金は、強度が十分でない上、析出強化元素としてＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ等を主体として用いるため比強度も劣っている。また、前記非特許文献１のＡｌ合金は、十分な強度が得られているものの、伸び（破断伸び）が０．７％であり、機械構造用材料として用いるには信頼性に劣り、実用性を備えていない。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、機械構造用材料として適度な伸びを備えた高強度Ａｌ合金及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の高強度Ａｌ合金は、Ｃｕを２５〜３５mass％含有し、さらにmass％で、３．０％以下のＭｇ，３．０％以下のＺｎ，０．２０％以下のＴｉ，０．２０％以下のＺｒから選ばれた１種以上の元素を含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ層とＡｌＣｕ金属間化合物層とが交互に積層した層状組織を有する高強度Ａｌ合金であって、前記層状組織の層間間隔λが０．１μm 以下であり、層状組織を形成するノジュールのアスペクト比が２以上、１０以下とされたものである。

また、本発明の高強度Ａｌ合金の製造方法は、上記化学組成のＡｌ合金を溶製し、これを７００〜４００℃の温度域を１００℃／ｓ以上、５×１０³℃／ｓ以下の冷却速度で急冷凝固させた後、２００〜４００℃の温度以下で６０％以上の圧下率で加工するものである。

前記製造方法において、溶融Ａｌ合金を水冷鋳型あるいは水冷ロールを用いて急冷凝固させることができる。これにより急冷凝固粉末を用いることなく、簡単容易に高強度Ａｌ合金を製造することができ、工業的生産性に優れる。

本発明の高強度Ａｌ合金によれば、所定共晶組成のＡｌ−Ｃｕ系合金を用いるため、その組織を層状組織とすることができ、また層間間隔を０．１μm 以下とし、層状組織を形成するノジュールのアスペクト比を２以上、１０以下とするので、層間間隔が極小であるため８００ＭＰａ以上の高強度を有し、しかもノジュールの短辺側での界面が長辺側に比して小さくなるため、ノジュールの長辺方向に荷重を受けることによって、２％程度の伸びを確保することができ、このため機械構造用軽量材料として好適である。また、本発明の製造方法によれば、前記Ａｌ合金を容易に製造することができ、工業的生産性に優れる。

Ａｌ−Ｃｕ合金は、共晶組成でラメラ組成が得られるが、鋳造ままでは強度はせいぜい３００ＭＰａと低いものである。本発明者は、延性に富むｆｃｃ相のＡｌ層と、延性は小さいが高強度のＡｌＣｕ金属間化合物層（Ａｌ₂Ｃｕ層）が交互に積層したラメラ組織に着目し、さらにＡｌ層の間隔を極微細にすると共にラメラ組織を形成するノジュール（ラメラの方向が揃った領域、すなわちＡｌ相とＡｌ₂Ｃｕ相とが一定の方位関係を保った領域をいう。）を細長い形態にすることで、実用材料として必要な延性（伸び）を確保しながら、超高強度化が可能であることを知見し、本発明を完成したものである。

本発明のＡｌ合金は、組成的にはＣｕを２５〜３５mass％（以下、単に「％」と表示する。）含有する共晶組成とされる。かかる組成とすることにより、鋳造後の凝固により、高延性層であるＡｌ層と高強度層であるＡｌ₂Ｃｕ層のラメラ組織が得られる。Ｃｕが２５％未満では、初晶で塊状のＡｌ相が多くなるため、高い強度が得られないようになる。またＣｕが３５％超では、初晶で塊状のＡｌ₂Ｃｕ相が多くなるため、高強度が得られないばかりか、延性が低下するようになる。望ましくはＣｕ：２８〜３３％である。

本発明のＡｌ合金は、前記ラメラ組織において、ラメラの層間間隔λは０．１μm 以下に、好ましくは０．０８μm 以下、より好ましくは０．０５μm 以下とされる。これにより、高延性ではあるが、低強度のＡｌ層を微細化することができ、合金全体の強度を飛躍的に向上させることができる。

また、ラメラ組織を構成するノジュールのアスペクト比Ｒ（ノジュールを横切る最も短い辺（短辺）に対する最も長い辺（長辺）の比（長辺／短辺）をいう。）は２以上、１０以下にされる。通常、圧延加工された板材は、圧延方向に引張応力がかかる状況で使用されることが多い。引っ張りによる破壊は、ノジュール界面から発生するため、引張り方向に垂直な断面（横断面）でのノジュールの界面が大きいと低歪（すなわち低応力）で破壊するが、ノジュールの界面が小さければ破壊の発生が遅れ、十分な伸びを発揮するようになる。Ｒが２．０以上で、ノジュールの短辺側の界面が長辺側に界面に比して十分小さくなるので、機械構造用材料として十分な伸びが確保される。アスペクト比を大きくするには、後述するように、Ａｌ合金鋳造材を圧下する方法が便宜であり、圧下率が高くなるほどアスペクト比は大きくなる。もっとも、圧下率が過大になると割れが発生する。このため、Ｒの上限は１０を超えない。

上記のとおり、本発明のＡｌ合金は、Ａｌ−Ｃｕの共晶組成を有するものであるが、材料特性を向上させるため、以下の元素を規定の含有範囲で１種以上含有し、残部不可避的不純物からなる。

Ｍｇ：３．０％以下
Ｍｇはｆｃｃ相のＡｌに固溶し、加工の際にＡｌ相を加工硬化することで強度向上効果がある。このためには、０．１％以上含有させることが好ましいが、３．０％超では塊状のＡｌ−Ｍｇ金属間化合物を生成し、延性を低下させるため、好ましくない。

Ｚｎ：３．０％以下
Ｚｎはｆｃｃ相のＡｌに固溶、析出することで析出強化による強度向上効果がある。このためには、０．１％以上含有させることが好ましいが、３．０％超では強度は向上するが、延性も低下するようになるため、好ましくない。

Ｔｉ，Ｚｒ：いずれも０．２０％以下
Ｔｉ，ＺｒはＡｌ₃Ｔｉ、Ａｌ₃Ｚｒとして組織中に微細に分散し、Ａｌ相の２００〜４００℃での加工中の回復・再結晶を抑制するため、強度向上効果がある。このためには、０．０１％以上含有させることが好ましいが、０．２０％超では粗大な晶出物が生成するようになり、強度、延性を低下させる。

次に、上記高強度Ａｌ合金の製造方法について説明する。
共晶組成のＡｌ−Ｃｕ系合金は、鋳造ままではラメラの間隔が広く、加工性が悪い。高温で加工すれば加工できるが、４００℃を超える高温ではＡｌ₂Ｃｕ相が球状化してしまい、ラメラ構造を維持することができず、ラメラ間隔の微小化により高強度化を図ることができない。しかし、凝固ままでのラメラ間隔を０．５μm 以下、ノジュールサイズを１５０μm 以下にすることで、４００℃以下の温度でラメラ組織を保ったまま、加工することが可能になり、引いてはラメラ間隔の微小化により高強度化を図ることができるようになる。すなわち、ラメラ間隔を０．５μm 以下とすることで、Ａｌ₂Ｃｕ層の厚さが薄くなり、元々脆性相であるＡｌ₂Ｃｕ相の変形が容易になり、さらにノジュールが１５０μm 以下と小さくすることによりノジュールが容易に回転して変形し、ノジュール界面での割れが加工中に生じないようになり、ラメラ間隔を微小化するための加工が可能になる。

このようなラメラ間隔、ノジュールサイズを得るため、本発明では、溶製した所定組成のＡｌ合金を急冷凝固させる。すなわち、溶融Ａｌ合金を７００〜４００℃の温度域での冷却速度（凝固冷却速度）を１００℃／ｓ以上、５×１０³℃／ｓ以下として凝固させる。冷却速度が１００℃／ｓ未満であると、凝固ままのラメラ間隔が０．５μm を超え、粗過ぎるため、その後のラメラ間隔微小化の加工中に割れが発生するおそれがある。一方、５×１０³℃／ｓ超になると、凝固速度が速くなり過ぎるため、Ａｌ相とＡｌ₂Ｃｕ相とが協調して層状に成長できず、ラメラ組織が形成されないようになる。上記冷却速度は、水冷鋳型あるいは水冷ロールを用いて鋳塊あるいは凝固塊（以下、両者を区別せず単に「鋳塊」という。）の厚さが好ましくは０．５mm以上、５mm以下となるように冷却凝固する他、アトマイズ法（溶融Ａｌ合金を流下させつつ不活性ガスを吹き付けて粉末にする方法）、スプレイフォーミングによっても達成することができる。もっとも、生産性の点からは前記水冷鋳型あるいは水冷ロールを用いた急冷凝固法が好ましい。なお、７００〜４００℃における冷却速度を問題にするのは、この温度範囲においてラメラ組織が共晶反応により生成するからである。

上記急冷凝固されたＡｌ合金は、２００〜４００℃の温度以下で６０％以上の圧下率で圧延される。前記組成のＡｌ合金は、鋳造ままでは低強度であるが、加工によりラメラ間隔を微小化することで超高強度化することができる。この際、２００℃未満では加工率が６０％を超えると割れが発生するおそれがあり、一方４００℃を超えるとＡｌ₂Ｃｕ相が球状化するため、ラメラ組織を維持することができない。また、圧下率が６０％未満では、急冷凝固したラメラ組織のＡｌ合金でもラメラ間隔を０．１μm 以下にすること及びノジュールのアスペクト比を２以上にすることが困難になる。一方、圧下率の上限は制限されないが、加工中に割れを発生させることなく圧下するには、通常、９０％程度が限度であろう。

以下、本発明の高Ｃｕ鋳鉄鋳物及びその製造方法を実施例を挙げてより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。

６００〜７００℃で原料を溶解し、Ａｌ−３０．９％Ｃｕ−０．４Ｚｎ−２．１Ｍｇ合金を溶製し、その溶融Ａｌ合金（溶湯）を、５０mm幅、表１に示すロール間隙（板厚）に調整した水冷銅ロールに供給し、同表に示す凝固冷却速度（７００〜４００℃における冷却速度）にて幅５０mm、長さ１００〜２００mmの板状鋳塊の試料を製作した。そして、各試料の板状鋳塊を室温ままから５００℃まで加熱した後、表１に示す種々の圧延温度、圧下率にて圧延した。前記凝固冷却速度は以下の要領で求めた。まず溶湯内の温度Ｔを熱電対で測定する。一方、水冷銅ロールを通過して凝固した板状鋳塊の幅方向中央部の表面温度を測定し、４００℃となる位置Ｐを決める。そうすると、溶湯が水冷銅ロールに接触してから位置Ｐに達するまでの所要時間ｔは、水冷銅ロールへの溶湯接触開始点と位置Ｐとの距離を引抜速度で除すことにより求められる。これより、凝固冷却速度ＣＲをＣＲ＝（Ｔ−４００）／ｔにより算出した。

各試料の板状鋳塊及び圧延板から組織観察片を採取し、この観察片を板厚面が露出するように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、反射型電子顕微鏡により二次電子像を観察し、以下の要領でラメラ間隔を求めた。倍率２０００倍で５視野の写真を撮影し、各視野ごとに長さ２０mm（１０μm 相当）の直線を５本ずつ引いて、この直線を横切るラメラの本数を測定し、直線の長さをラメラの本数で除してラメラ間隔とし、５視野で合計２５本の直線を横切るラメラ間隔の平均値を求めた。この平均値をラメラ間隔として表１に示す。

また、各試料に係る鋳塊及び圧延板から組織観察片を採取し、この観察片を圧延面が露出するように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した観察片をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法により結晶方位を解析することにより、ノジュールのサイズ（鋳造ままの試料のみ）、アスペクト比を以下の要領で観察した。各試料の観察片をＳＥＭ／ＥＢＳＰ法により５００〜２０００倍で５〜１０視野観察し、それぞれの視野で２〜１０個ずつノジュールを無作為に選び、サイズとアスペクト比を測定した。サイズは、ノジュールの面積を測定し、同面積の円換算の直径として求めた。アスペクト比Ｒはノジュールを横切る長辺と短辺を測定し、Ｒ＝長辺／短辺の式から計算した。測定したすべてのノジュールのサイズ、アスペクト比の平均値を求めた。この平均値をノジュールのサイズ、アスペクト比として表１に併せて示す。

また、各試料の圧延板から圧延方向が引張方向になるように、圧延方向に沿って引張試験片を採取し、室温で引張試験を行った。その結果を表１に併せて示す。引張強度が１０００ＭＰａ以上、Ｅｌ（破断伸び）が２％以上あれば、機械構造材として実用レベルにあるといえる。

表１より、試料No. １〜７（発明例）のＡｌ合金は、製造条件、圧延板の組織条件が発明条件を満足しており、引張強さが１１００ＭＰａ程度以上と極めた高強度であるにも拘わらず、Ｅｌが２％以上確保されており、機械構造材として好適である。

一方、比較例については、試料No. １１は、凝固冷却速度が達すぎるため、ラメラ組織が生成せず、３５０℃加熱で８０％の圧延をしても強度が４３０ＭＰａ止まりである。また、試料No. １２は、凝固冷却速度が遅すぎるため、凝固ままのラメラ間隔が広すぎ、圧延で割れが発生し、このため強度測定は不可であった。また、試料No. １３は、圧延の圧下率が４５％と小さく、歪量が少なすぎるため、ラメラ間隔が圧延後も０．１２μm と広くなりすぎ、強度が８００ＭＰａ程度に止まり、かつノジュールのアスペクト比も１．７程度であるため、伸びも２％未満になった。また、試料No. １４及び１５は、圧延の加熱温度が１５０℃、２５０℃と低いため、圧延中に割れ発生した。また、試料No. １６は圧延の加熱温度が４５０℃と高いため、ラメラ組織が球状化してしまい、強度が６７０ＭＰａ程度しか得られなかった。

下記表２に示す種々の組成のＡｌ合金を溶製し、実施例１と同様、水冷ロールによって板厚５mmの板状鋳塊を凝固冷却速度９２０℃にて製造し、３５０℃に加熱した後、８０％の圧下率で圧延して、試料圧延板を作製した。これから組織観察片を採取し、実施例と同様に、ラメラ間隔、ノジュールのアスペクト比を測定し、また引張試験を実施した。その測定結果を表２に併せて示す。

表２より、試料No. １〜９の発明例では、Ａｌ合金がＣｕ２５〜３５％を含有する共晶組成となっているので、ラメラ間隔が０．０４〜０．０５μm 程度、アスペクト比が５程度となっており、Ｅｌが２％以上、引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度材が得られた。

一方、比較例については、試料No. １１はＣｕが２５％未満と過少であるため、塊状Ａｌ相が出現し、ラメラ間隔は０．０４２μm であったが、強度が７８０ＭＰａ程度に止まった。また、試料No. １２はＣｕが３６．９％と過多であるため、塊状のＡｌ₂Ｃｕ相が生成し、強度及び伸びがともに不足した。また、No. １３〜１６は、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒのいずれかが過多であり、強度は良好であるものの伸びが不足している。また、試料No. １７は、析出強化型の合金組成を有するものであり、微細析出物が観察されたが、ラメラ組織が形成されていないため、強度が５４０ＭＰａと非常に低いレベルに止まった。

Claims

mass％で、Ｃｕを２５〜３５％含み、さらに３．０％以下のＭｇ，３．０％以下のＺｎ，０．２０％以下のＴｉ，０．２０％以下のＺｒから選ばれた１種以上の元素を含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ層とＡｌＣｕ金属間化合物層とが交互に積層した層状組織を有する高強度Ａｌ合金であって、
前記層状組織の層間間隔λが０．１μm 以下であり、層状組織を形成するノジュールのアスペクト比が２以上、１０以下である、高強度Ａｌ合金。
mass％で、Ｃｕを２５〜３５％含み、さらに３．０％以下のＭｇ，３．０％以下のＺｎ，０．２０％以下のＴｉ，０．２０％以下のＺｒから選ばれた１種以上の元素を含み、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ合金を溶製し、これを７００〜４００℃の温度域を１００℃／ｓ以上、５×１０³℃／ｓ以下の冷却速度で急冷凝固させた後、２００〜４００℃の温度以下で６０％以上の圧下率で加工する、高強度Ａｌ合金の製造方法。
溶融Ａｌ合金を水冷鋳型あるいは水冷ロールを用いて急冷凝固させる、請求項２に記載した高強度Ａｌ合金の製造方法。