JP5810471B2

JP5810471B2 - 鋳造用アルミニウム−銅合金

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Publication number: JP5810471B2
Application number: JP2012552470A
Authority: JP
Inventors: ジョンフォード，; ウィリアムスコット，
Original assignee: アエロメットインターナショナルピーエルシー
Priority date: 2010-02-10
Filing date: 2011-02-10
Publication date: 2015-11-11
Anticipated expiration: 2031-02-10
Also published as: BR112012020160A2; RU2012138290A; GB2477744A; MX2012009353A; CA2825253A1; DK2534273T3; WO2011098813A4; WO2011098813A2; JP2013519789A; GB2477744B; US9033025B2; WO2011098813A3; KR20120136360A; GB201002236D0; TW201142045A; CN102834535B; US20130068411A1; IL221338A; ES2526297T3; RU2556247C2

Description

発明の詳細な説明

［発明の説明］
本発明は、鋳造用アルミニウム−銅合金に関する。アルミニウム−銅合金は、アルミニウム−ケイ素合金などの他の鋳造アルミニウム合金系よりも潜在的に高い強度を有する。しかし、高性能な用途のためのアルミニウム−銅合金の使用は、アルミニウム−ケイ素合金に比べ、鋳造性が相対的に劣ることから、限定的であった。

英国特許出願第２３３４９６６号は、好ましくは二ホウ化チタンの、又は可能であれば炭化ケイ素、酸化アルミニウム、二ホウ化ジルコニウム、炭化ホウ素又は窒化ホウ素などの他の材料の、実質的に不溶な粒子が、鋳造時に合金のデンドライト間領域（ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃｒｅｇｉｏｎ）を占める、アルミニウム−銅合金を開示している。通常、硬く脆いこうした粒子は、鋳造合金の延展性を容認できないほど低下させることになると予期されたであろうが、実際に研究は、粒子が、マクロスケールな組成の不均一性を除去すると共に引け巣（ｓｈｒｉｎｋａｇｅｐｏｒｏｓｉｔｙ）を減少させて合金の凝固特性を変えるため、良好な延展性が保持されることを示した。合金の凝固の間、ＴｉＢ_２粒子は、アルミニウムのデンドライトが核生成して成長し始めるときにデンドライト間空隙を満たし、ＴｉＢ_２粒子の存在が、デンドライト間チャネルを通る残った液体金属の動きを制限する。これが、質量補給への動き（ａｍｏｖｅｔｏｗａｒｄｓｍａｓｓｆｅｅｄｉｎｇ）を促進し、このことが内部性及び表面性双方の引け巣の発生を減少させる。しかし、ＴｉＢ_２が公知の結晶粒微細化剤（ｇｒａｉｎｒｅｆｉｎｅｒ）であるとはいっても、その粒径（ｇｒａｉｎｓｉｚｅ）は非常に大きいままである（例えば約１ｍｍ）。この微細化されない粒（ｇｒａｉｎ）の組織は、特に砂型鋳造において熱間割れの問題を起こす虞があり、焼流し精密鋳造（ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔｃａｓｔｉｎｇ）又は砂型鋳造により製造される鋳物などの徐冷した大型鋳物において、引け巣の形成を招く虞もある。

日本特許第１１１９９９６０号公報は、エンジンシリンダヘッド鋳物を作製するのに適当なアルミニウム合金を開示しており、それはチタンを含有することができる。とはいえ、その合金は、アルミニウム−ケイ素合金であり、こうした合金は、基本的に、ケイ素をほとんど又は全く含まない合金よりも流動性及び鋳造性がはるかに高く、後者のそうした合金と同じレベルの熱間割れ又は引け巣を受けない。

英国特許出願第２３３４９６６号日本特許第１１１９９９６０号公報

本発明の第１の態様によれば、合金のデンドライト間領域を占める実質的に不溶な粒子を含むアルミニウム−銅合金が、遊離チタン（ｆｒｅｅｔｉｔａｎｉｕｍ）を、不溶な粒子との組合せが鋳造合金中の粒組織（ｇｒａｉｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を一層微細化させる程度の量を備え、こうした合金の鋳造性及び物理的性質双方における結果的な改善を促す。

合金は、少なくとも０．０１％のチタンを含むことができる。

合金は、１％以下のチタンを含むことができる。

合金は、０．５０％以下のチタンを含むことができる。

合金は、０．１５％以下のチタンを含むことができる（亜包晶）。

合金は、０．１５％超のチタンを含むことができる（過包晶）。

合金は、
Ｃｕ３．０〜６．０％
Ｍｇ０．０〜１．５％
Ａｇ０．０〜１．５％
Ｍｎ０．０〜０．８％
Ｆｅ０．０〜１．５％最大値
Ｓｉ０．０〜１．５％最大値
Ｚｎ０．０〜４．０％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子２０％以下
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

不溶な粒子は、０．５μｍ又はそれを超える粒子径を有することができる。粒子径は、２５μｍ以下とすることができる。好ましくは、粒子径は１５μｍ以下、又は５μｍ以下とすることができる。不溶な粒子は、少なくとも０．５％、可能であれば２０％以下で存在することができる。

この合金は
Ｃｕ４．０〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．０〜０．５％
Ｍｎ０．０〜０．６％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子１０％以下
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

合金は、
Ｃｕ４．０〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．４〜１．０％
Ｍｎ０．０〜０．６％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子１０％以下
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

不溶な粒子は、０．５％〜１０％、１．５％〜９％、３％〜９％、又は４％〜９％の範囲内で存在することができる。

合金は、
Ｃｕ４．２〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．０〜０．８５％
Ｍｎ０．０〜０．４％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子１．５〜９．０％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

合金は、
Ｃｕ４．２〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．０〜０．８５％
Ｍｎ０．０〜０．４％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子４．０〜９．０％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

合金は、
Ｃｕ４．２〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．４５〜０．８５％
Ｍｎ０．０〜０．４％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子１．５〜９．０％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

合金は、
Ｃｕ４．２〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．４５〜０．８５％
Ｍｎ０．０〜０．４％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
不溶な粒子４．０〜９．０％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含むことができる。

不溶な粒子は、固体合金のデンドライトアーム間隔／粒の寸法（ｄｅｎｄｒｉｔｅａｒｍｓｐａｃｉｎｇ／ｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆｔｈｅｓｏｌｉｄａｌｌｏｙ）よりも少なくとも１桁小さい範囲の寸法とすることができ、合金のデンドライト間／粒間領域を占める。

粒子は、二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

合金は、０．５％〜２０％の二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

合金は、０．５％〜１０％の二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

合金は、３％〜７％の二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

合金は、４％の二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

合金は、７％の二ホウ化チタン粒子を含むことができる。

アルミニウム−銅性合金における機械的性質及び組織完全性の変動に繋がる要因として特定された主な２つの側面は、合金元素の偏析、及び特に表面性である、デンドライト間ポロシティ（ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃｐｏｒｏｓｉｔｙ）の形成である。

アルミニウム銅鋳造合金についての研究は、こうした合金の材料特性の変動に寄与する重要な要因は、凝固中に創られるデンドライトアーム間の隙間を通る溶質濃厚物質の流れであることを示した。

こうした現象が起こるのを予防又は減少させるために、本発明によれば、実質的に不溶な微粒子の添加を行った。通常は硬く脆いこうした粒子の添加は、合金の延展性の容認できない低下を起こすことが、通常は予想されるであろう。しかし行われた研究は、下に示した実施例から分かるとおり、良好な延展性が保持されることを示した。

分散したデンドライト間ポロシティも、デンドライトの隙間を通じた凝固収縮をもたらすという問題によって生じる、こうした合金の特性である。このタイプのポロシティは、材料の機械的性質、即ち引張強さ、及び伸び、及び疲れ寿命（ｆａｔｉｇｕｅｌｉｆｅ）の低下も引き起こす。

本発明において、実質的に不溶な微粒子の添加は、合金の凝固特性を変えるものであり、合金のための直接的な焼入れ機構として投入されるのではないことが理解されよう。多様な量でのさらなるチタンの添加は、後述するように、粒径に、著しい縮小をもたらし、こうした凝固機構をさらに変える。

本発明のもう１つの態様によれば、発明者らは、
Ｃｕ４．０〜５．０％
Ｍｇ０．２〜０．５％
Ａｇ０．０〜１．０％
Ｍｎ０．０〜０．６％
Ｆｅ０．０〜０．１５％
Ｓｉ０．０〜０．１５％
Ｚｎ０．０〜１．８％
Ｓｂ０．０〜０．５％
Ｚｒ０．０〜０．５％
Ｃｏ０．０〜０．５％
Ｔｉ０．０１〜１．０％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含み、
０．５〜１０％の不溶な粒子を有するアルミニウム銅合金を溶解するステップと、生成した合金を鋳型に注ぐステップとを含む、鋳物を作製する方法を提供する。

本発明のもう１つの態様によれば、発明者らは、本発明の合金から、又は本発明の工程により作製される鋳物を提供する。

次に、本発明は、添付の図面を参照しながら実施例により説明される。

試験片鋳造用の鋳型の線図である。得られた鋳物の線図である。顕微鏡検査のために断片化した、得られた鋳物の概略図である。図４ａ、ｂ、ｃは、チタンの量を０．０２重量％^＊、０．１５重量％^＊、０．４４重量％^＊と増量することに伴って粒径が縮小することを示す巨視的画像である。図５ａ、ｂ、ｃは、チタンの量をそれぞれ０．０２重量％^＊、０．１５重量％^＊、０．４４重量％^＊と増量することに伴うミクロ組織中の変化を示す光学顕微鏡画像である。図６ａ、ｂ、ｃは、チタンを増量することに伴う合金のミクロ組織を、それぞれ、拡大尺度で例示する図である。図７ａ、ｂは、鋳造の冷却速度を調節することにより実現した、ミクロ組織についての効果を例示する図である。

^＊注この章で引用した全ての重量％は、測定された数字であり、したがって標準誤差があり得る。組成分析は、誘導結合プラズマ発光分光分析法により行ったものであり、得られた数字には±２％の標準誤差があり得る。

本発明によれば、
Ｃｕ４．３５％
Ｍｇ０．４２％
Ａｇ０．７０％
Ｍｎ０．０１％
Ｆｅ０．０１％
Ｓｉ０．０７％
Ｚｎ０．０１％
Ｔｉ０．０２％
ＴｉＢ_２４．８０％
合金Ａとする
を含む^＊合金を、従来技術の方法で鋳造した。

この合金を、樹脂結合砂型の中で鋳造した。その鋳型の形状は図１で詳記される。試験片を、温度８５０℃で直接るつぼから注ぎ、生成した鋳物が空気中で凝固できるようにした。図２の得られた鋳物は、図３に記載したとおり断片化し、図３で印を付けた表面Ａは、炭化ケイ素の研磨紙１２０−１２００グリットを用いて研磨し、ダイヤモンドコンパウンド及びコロイドシリカを用いて磨いた。生成した表面を、次いでケラー試薬を用いてエッチング処理し、光学的マクロスコープ及び光学顕微鏡を用いて画像撮影した。

Ｃｕ４．２９％
Ｍｇ０．４９％
Ａｇ０．７５％
Ｍｎ０．０％
Ｆｅ０．０１％
Ｓｉ０．０５％
Ｚｎ０．０１％
Ｔｉ０．１５％
ＴｉＢ_２４．８９％
合金Ｂとする
及び
Ｃｕ４．４２％
Ｍｇ０．２６％
Ａｇ０．７８％
Ｍｎ０．０１％
Ｆｅ０．０１％
Ｓｉ０．０４％
Ｚｎ０．０１％
Ｔｉ０．４４％
ＴｉＢ_２４．５８％
合金Ｃとする
を含む^＊類似の組成物の合金は、類似の方法により、本発明に従って作製した。

上記組成物から分かるように、本発明によれば、これらの合金は、１〜９％の二ホウ化チタン粒子を含有していた。粒子は、０．５〜１５μｍの範囲の粒子径であった。上記の実施例において、合金の結晶粒（ｇｒａｉｎ）径は４０〜２００μｍであることが判明し、二ホウ化チタン粒子の粒子径は０．５〜１５μｍの範囲であった。つまり、二ホウ化チタン粒子は、粒径よりおよそ１桁小さかった。この３種の鋳物を巨視的及び微視的双方において比較したとき、チタンを増量するのに伴って粒径は相対的に縮小することが、明らかに観察された。

図４ａは、合金Ａの鋳物の粒組織を巨視的スケールで示す。図４ｂは、合金Ｂの鋳物の粒組織を同じスケールで示し、図４ｃは、合金Ｃの鋳物の粒組織を示す。チタン増量に伴う粒径の相対的な縮小を、明らかに見ることができる。図５ａ、５ｂ及び５ｃは、この３種の合金において実現した粒組織を微視的スケールで図示している。

０．０２％^＊のチタンを含有する合金Ａは、相対的に粗い、等軸の結晶粒デンドライト組織を示している。図５ａを参照されたい。

０．１５％^＊のチタンを含有する合金Ｂは、初期のデンドライトのいくつかの枝がいまだに見られる粒微細化組織を示している。図５ｂを参照されたい。

合金Ｃは０．４４％^＊のチタンを含有しており、完全に粒が微細化された均一組織を示している。図５ｃを参照されたい。

チタンの重量％を増加させるのに伴うこの効果は、合金の凝固機構及び凝固した組織についての効果である。このような変化した凝固機構は、強化された粒微細化（活性化したＴｉＢ２及び／又はＴｉＡｌ_３の結果）と、不活性な「押し出された（ｐｕｓｈｅｄ）」ＴｉＢ２粒子との相互作用に起因して起こる。この相互作用は、合金が熱間亀裂を起こす傾向を大幅に減少させ、粒径に対する冷却速度効果を最小にし、結果として、厚さが異なる部分の全てにわたりより一貫した機械的性質、及び改善された表面仕上げをもたらし、しかも良品鋳物の産生に必要なフィード金属の量を著しく減らすことができる。

遊離チタンの添加は、合金に、２つの観点から影響を与え、それは添加するチタンの量による。

第一に、０．１５重量％未満のチタンの添加は、亜包晶領域にある。これは、この量未満ではＴｉＡｌ_３粒子がアルミニウム溶湯中で形成しないことを意味する。しかし、結晶粒核生成理論は、亜包晶量（ｈｙｐｏｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｌｅｖｅｌ）で、ＴｉＡｌ_３と構造的に類似した原子サイズの薄い層がＴｉＢ_２粒子の表面上に生じ、これが、α−アルミニウムの核生成を促進することを示唆している。ＴｉＢ_２粒子がα−アルミニウム粒の不均一な核生成のサイトとして働くために、ＴｉＢ_２のアルミニウム溶湯への添加が粒微細化を起こすのは、まさにこの機構による。これらの粒子の効率は１〜２％の領域であると考えられる。したがって、相対的に少ない粒子のみが実際に粒を惹起し、残りの粒子は、成長するアルミニウム粒によって粒界へ押されると考えられる。

このように、本発明に係る合金において、亜包晶量のチタンの溶湯への添加は、本質的に、合金中に存在するＴｉＢ_２粒子を活性化する。ＴｉＢ_２粒子は、液体金属の流れに影響するためだけに活用されるのではなく、合金の粒組織を微細化することと、液体金属の流れ及び補給機構に影響を与えることとの、二重の目的に役立つ。ＴｉＢ_２が純粋に粒微細化剤（ｇｒａｉｎｒｅｆｉｎｅｒ）として添加される場合、添加量は０．００４重量％と少ないが、この量でも核生成の効率は１〜２％ある。本発明の合金において、ＴｉＢ_２は増量してもよく、そうであれば、不活性のままであるＴｉＢ_２粒子が大量にあり、こうした粒子は、凝固中に、成長する粒によって粒間領域（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｒｅｇｉｏｎ）へと押し出される。亜包晶量のチタンの添加から観察される粒微細化と相まったこの粒子の押しは、以下の通り、著しい利益をもたらす。

粒径がより微細であるほど、各セル単位は小さく均一となり、このことは、凝固のときに合金中で観察されるマスフィーディング（ｍａｓｓｆｅｅｄｉｎｇ）への動きを促進する。アルミニウム合金は、凝固のときに収縮する。これは、通常は、デンドライト間領域を通る液体金属の流れにより促進されるもので、収縮のときに液体金属を補給することができない領域が、引け巣として知られるボイド（ｖｏｉｄ）を形成する。質量補給の原理は、デンドライト間領域中にＴｉＢ_２粒子が存在するために、液体金属の流れに対して、合金が、液体／固体／粒子の凝集体のバルクムーブメント（ｂｕｌｋｍｏｖｅｍｅｎｔ）により補給（ｆｅｅｄ）を強いられるほどの抵抗力があることに基づいて働く。これは、粒子の配分が非常に均一である場合に、ある持続時間でのみ起こり得ることであり、粒径が小さく均一である場合にのみ保証され得る。

ＴｉＢ_２粒子の、粒微細化剤、及び凝固／補給の調節剤（ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ／ｆｅｅｄｉｎｇｍｏｄｉｆｉｅｒ）の双方としてのこの二重の使用は、引け巣及び熱間割れへの抵抗力を著しく改善し、鋳物組織としての一層の均一性を付与する。

凝固組織（ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）全体にわたるＴｉＢ_２粒子の均一な分布は、さらに一貫した機械的性質及び伸びの保持も可能にする。微細な粒組織は、ＴｉＢ_２が凝固組織全体にわたって広く均等に配分されることを可能にし、そうでなかった場合は、ＴｉＢ_２粒子は一緒に固まり、脆いセラミックとして、合金の延展性が著しく低下することによる亀裂の成長を助長するであろう。

デンドライト補給（ｄｅｎｄｒｉｔｉｃｆｅｅｄｉｎｇ）から質量補給への変化は、成分輸送システムのデザイン及び供給の観点から示唆に富む。従来のアルミニウム−銅合金が有する最大の問題の１つは、良品鋳物を得るために、鋳物には大量の液体フィード金属を補給しなければならず、結果として製品歩留りが極めて悪いことである。これは、相対的に小さい成分を産生するために大量のバージン金属（ｖｉｒｇｉｎｍｅｔａｌ）を溶解するので、合金の費用対効果に大きく影響する。質量補給への転換は、補給の必要量の大幅な低減を可能にし、鋳造１回当たりの材料使用及びエネルギー投入の点で効率を改善する。

しかし、このチタン濃度において、粒微細化は、冷却速度に大きく依存することが判明した。セル状組織（ｃｅｌｌｕｌａｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）がより球状及び樹枝状様になるに伴って、冷却速度が小さい領域において粒の粗大化が起こり得る。これは合金に悪影響を及ぼす虞があり、熱間割れなどの問題を受けやすくし、原料金属の必要性が減少したことを打ち消す。したがって、本発明に係るこのＴｉの範囲の合金は、急冷系、例えばダイカスト法に最も適合する。

遊離チタン０．１５重量％超で、合金は、チタン含有量の点で過包晶となる。この量を超えると、ＴｉＡｌ_３粒子がアルミニウム溶湯中で形成できる。過包晶量（ｈｙｐｅｒｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｌｅｖｅｌ）のチタンの合金への添加は、粒径の予期せぬ一層の縮小、及び物質凝固挙動への極めて重要なさらなる変更を生じさせる。一般に、すでに４〜５重量％のＴｉＢ_２を含有している過包晶量のチタンを合金に添加しても、粒の微細化にはそれ以上影響しないと予期されるであろうが、本発明によれば、ＴｉＢ_２及びＴｉＡｌ_３双方の組合せ効果は、粒径を縮小しただけでなく、凝固及び補給の機構に意義ある影響を与え、結果として鋳造性を改善することが判明した。

過包晶量の範囲のチタンの添加は、ＴｉＡｌ_３粒子の形成を可能にし、ＴｉＡｌ_３粒子は液相線を優に上回ってアルミニウム溶湯中で形成する。ＴｉＡｌ_３は、ＴｉＢ_２よりも強力な粒微細化剤であることが示されており、そのため液体金属において、凝固前に、大量のＴｉＡｌ_３粒子が、ＴｉＢ_２粒子と一緒に懸濁した。凝固のとき、ＴｉＡｌ_３粒子は、極めて大量のアルミニウム粒を急速に核生成し、粒が粒界へ押されるために、粒の成長はＴｉＢ_２により阻害される。ＴｉＢ_２と同様、全てのＴｉＡｌ_３粒子が粒を核生成するわけではないが、ＴｉＢ_２とは異なり、ＴｉＡｌ_３粒子は、押し出されるよりも前進する成長面（ａｄｖａｎｃｉｎｇｇｒｏｗｔｈｆｒｏｎｔ）に取り込まれ、このことは合金の延性を保持するのに重要である。溶湯中のＴｉＡｌ_３の形成は、亜包晶チタンの添加と比べ、粒径をより縮小させ、速い冷却速度において極めて微細な粒を形成させることができる。しかし一層重要なことは、それが、徐冷部分においてさえ、粒が高度に微細化した組織を形成できることである。粒の微細化は、いまだ冷却速度に左右されるのではあるが、高レベルの粒微細化は、冷却速度が遅くても質量補給を起こせるほど粒径が十分微細であることを意味する。このように、過包晶チタンの添加は、以前に亜包晶の合金で観察されていた利益を、砂型及び焼き流し鋳造法の双方に引き継ぐことができるだけでなく、原料金属に関して、実際に一層の削減を促進させ、材料歩留り並びに材料及びエネルギーの効率を向上させる。

粒組織に対する上記の効果は、図５ａ、ｂ、及びｃにおいて示され、図６においても示されている。図６ａは、極めて低い重量％の遊離チタンでの、合金のミクロ組織を示しており、この組織は等軸であり、粒微細化の証拠を示してはいるものの微細化レベルが非常に低い。図６ｂは、０．１５重量％以下の遊離チタンを伴う亜包晶ミクロ組織を示す。図６ｂにおいて、ＴｉＢ_２は、アルミニウム粒の中央に観察することができ、アルミナイド粒子は存在せず、合金は包晶閾値（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｔｈｒｅｓｈｏｕｌｄ）を下回っていることを示している。図６ｃは、０．１５重量％のチタン量〜１．０重量％のチタン量では、ＴｉＡＬ_３はアルミニウム粒の中央に観察することができ、チタンの量は包晶閾値を上回っていることを示しており、アルミナイドはここでは、核生成する粒子として働いていることを示す。

チタンの添加は、冷却速度に応じて鋳放した粒径が広範囲となることを可能にする。図７ａ及び７ｂがそれぞれ示している。図７ａでは、冷却速度が極めて速いときに実現できる極めて微細な粒組織を、一方、図７ｂでは、冷却速度が遅いときのより粗い粒組織を例示している。これらの合金は、過包晶量のチタンを含有する。

一般に、上に説明した通り、鋳造合金中で粒組織を微細化し、且つ質量補給への動きを促進するのに必要な遊離チタンの量は、合金から作製される鋳物の冷却速度に関係する。一般に、互いに比較可能な寸法の鋳物に関して、従来技術の砂型鋳造及び熱流し精密鋳造は、本質的に遅い冷却速度に起因して、包晶閾値を上回るチタン量を必要とする。しかし、ダイカスト及び急激に冷却する砂型鋳造（ｈｅａｖｉｌｙｃｈｉｌｌｅｄｓａｎｄｃａｓｔｉｎｇ）などの、冷却速度がより速い鋳造工程では、亜包晶量の遊離チタンの使用でも、粒を微細化することができる。

チタンの過包晶範囲において観察される質量補給現象の拡大は、良品鋳物を産生するのに必要な原料金属を大幅に減らすことができる。典型的なアルミニウム合金は、凝固し収縮する鋳造を提供するために、液体金属用の大型リザーバー（ｒｅｓｅｒｖｏｉｒ）を必要とし、一部分が液体金属の供給から隔離された場合、鋳物が凝固し収縮するのに応じた体積変化を補おうとしてポロシティが形成される。その組織が質量補給であって、その鋳物が凝固工程における非常に早い段階で一貫した構造（ｃｏｈｅｒｅｎｔｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）になる場合、及び凝固を通じて、液体金属のデンドライト間の動き（ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃｍｏｖｅｍｅｎｔ）がない場合に、引け巣が起きる見込みはほとんどない。

鋳物の製造における、このことの実際上の結果は、所与の量の金属からの１又は複数の鋳物の歩留りが大きく改善されることであり、即ち一定量の金属から鋳造できる所与の部品数が増加する。これは、鋳物の製造、及び鋳造後の部品加工の双方において、コスト及びエネルギーの削減をもたらす。

さらに、粒径における縮小、及びデンドライト組織からセル状組織への変換（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）は、表面性（ｓｕｒｆａｃｅｒｅｌａｔｅｄ）及び決定的なことに内部性（ｉｎｔｅｒｎａｌ）の双方の引け巣の減少をもたらす。このことは、ポロシティ（ｐｏｒｏｓｉｔｙ）が、疲れ寿命の最も有害な要因の１つであることから、合金から鋳造した部品の疲れ性状に直接的に影響する。細孔（Ｐｏｒｅｓ）は、疲労荷重試験片において開始点として働き、さらに応力集中部分として働き、荷重負担を受ける面積を減少させることにより、亀裂の伝播及び最終な破損にも影響する。

本明細書において、
全ての組成物は重量％で表現する。「不溶な粒子」という句において、「不溶な」は、少なくとも実質的に不溶である合金中の粒子を意味し、「粒子」は、金属、又は金属間化合物若しくはセラミック金属の粒子を意味する。粒子は、例えば二ホウ化チタン又は炭化ケイ素、酸化アルミニウム、二ホウ化ジルコニウム、炭化ホウ素又は窒化ホウ素を含むことができる。特定の合金組成物１種のみが、本発明を具体化する実施例によって上に記載されているが、他の合金組成物も、本発明において言及され特許請求しており、本発明を具体化している合金は、本明細書の任意の部分に記載された合金組成物、粒子組成物、粒径、粒子含有量などを有することができる。

本明細書及び特許請求の範囲において使用するとき、「を含む」及び「を含んだ」及びこれらの変形の用語は、具体化された特徴、ステップ又は整数が含まれることを意味する。これらの用語は、他の特徴、ステップ又は部品の存在を排除すると解釈されるべきではない。

先行する記載において開示した特徴、又は以下の特許請求項の範囲、又は具体的な形で表現したか又は開示した機能を実行する手段の観点において表現した添付の図面、又は開示した結果を達成するための方法若しくは工程は、必要に応じて、個別に、又はこうした特徴の任意の組合せにおいて、本発明を、その多様な形態において実現させるために利用できる。

Claims

Ｃｕ３．０〜６．０重量％
Ｍｇ０．０〜１．５重量％
Ａｇ０．０〜１．５重量％
Ｍｎ０．０〜０．８重量％
Ｆｅ０．０〜１．５重量％
Ｓｉ０．０〜１．５重量％
Ｚｎ０．０〜４．０重量％
Ｓｂ０．０〜０．５重量％
Ｚｒ０．０〜０．５重量％
Ｃｏ０．０〜０．５重量％
遊離Ｔｉ０．１５重量％超１．０重量％以下
不溶な粒子０．５〜２０重量％
Ａｌ及び不可避不純物残部
を含み、
前記不溶な粒子が、合金のデンドライト間領域を占め、かつ二ホウ化チタンを含み、鋳造用アルミニウム−銅合金が、鋳造用アルミニウム−銅合金中の粒組織を微細化するように０．１５重量％超の遊離Ｔｉを備える、鋳造用アルミニウム−銅合金。
不溶な粒子が、０．５〜２５μｍの範囲の粒子径を有する、請求項１に記載の合金。
粒子径が、０．５〜１５μｍの範囲内にある、請求項２に記載の合金。
粒子径が、０．５〜５μｍの範囲内にある、請求項３に記載の合金。
３重量％〜７重量％の二ホウ化チタン粒子を含む、請求項１〜４のいずれか一項に記載の合金。
４重量％の二ホウ化チタン粒子を含む、請求項５に記載の合金。
７重量％の二ホウ化チタン粒子を含む、請求項５に記載の合金。
請求項１〜７のいずれか一項に記載のアルミニウム−銅合金を溶解するステップと、得られた合金を鋳型に導入するステップとを含む、鋳物を作製する方法。