(57)【要約】  少なくとも２つの過共晶合金を混合して固体／半凝固過共晶スラリーとすることによる過共晶合金中の初晶ケイ素精製方法である。この方法は、過共晶Ａｌ―Ｓｉ液状体を固体過共晶Ａｌ―Ｓｉ粒子と混合することにより、過共晶Ａｌ―Ｓｉ鋳物における初晶ケイ素Ｓｉの形態、サイズ及び分散を制御する。本発明は、過共晶Ａｌ―Ｓｉ合金のＳＳＭプロセスを可能にする。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
第１のアルミニウム−ケイ素過共晶合金と第２のアルミニウム−ケイ素過共晶合金を準備し、
前記第１の合金を液相状態まで加熱し、
前記第１の合金と前記第２の合金を混合して半凝固金属を形成せしめるようにし、
異なる温度で前記第1及び第２の合金を混合することで半凝固金属を急冷することにより、及び、鋳込み前の半凝固金属を半凝固状態に保つ時間を縮減することにより、半凝固金属内で初晶ケイ素粒子の核形成を増加させ、そして、
鋳造機に半凝固金属を鋳込むようにする
ことを具備して成ることを特徴とする半凝固鋳造方法。
【請求項２】
前記初晶ケイ素粒子が、約２０ミクロンから約５０ミクロンの間の平均粒径を有することを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項３】
前記初晶ケイ素粒子が、約４０ミクロン以下の平均粒径を有することを特徴とする請求項２に記載の半凝固金属鋳造方法。
【請求項４】
前記第１及び第２のアルミニウム−ケイ素過共晶合金が、同一組成であることを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項５】
第３のアルミニウム−ケイ素過共晶合金を準備し、該第３の合金を前記第１及び第２の合金と混合することを更に具備することを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項６】
前記第２の合金が、前記第１の合金と混合される前に室温であることを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項７】
前記第２の合金を液相状態まで加熱することを具備することを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項８】
前記第１の合金を、前記第２の合金より高温に加熱することを特徴とする請求項７に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項９】
前記第１の合金を、約６００℃から約８５０℃までの温度に加熱することを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１０】
前記第１の合金を、約６３０℃から約８００℃までの温度に加熱することを特徴とする請求項９に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１１】
前記第１の合金を、約７６０℃の温度に加熱することを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１２】
前記第２の合金を、約２２℃から約６４０℃までの温度に加熱することを特徴とする請求項７に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１３】
前記第１及び第２の合金が、３９０合金であることを特徴とする請求項１に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１４】
前記第２の合金を、約６００℃から約８５０℃までの温度に加熱することを特徴とする請求項７に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１５】
前記第２の合金を、約６３０℃から約８００℃までの温度に加熱することを特徴とする請求項１４に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１６】
前記第２の合金を、約７６０℃の温度に加熱することを特徴とする請求項７に記載の半凝固鋳造方法。
【請求項１７】
半凝固金属を形成するために第１及び第２のアルミニウム−ケイ素過共晶合金を混合し、前記第１及び第２の合金を混合する前に、前記第１の合金を前記第２の合金温度より高温に加熱し、鋳込む前に半凝固合金を半凝固状態に保つ時間を縮減することにより、初晶ケイ素粒子の核形成が増加されたことを特徴とする半凝固鋳造方法で生産された鋳造品。
【請求項１８】
前記初晶ケイ素粒子が、約２０ミクロンから約５０ミクロンの間の平均粒径を有することを特徴とする請求項１７に記載の鋳造品。
【請求項１９】
前記初晶ケイ素粒子が、約４０ミクロン以下の平均粒径を有することを特徴とする請求項１８に記載の鋳造品。
【請求項２０】
前記第１及び第２のアルミニウム−ケイ素過共晶合金が、同一組成であることを特徴とする特徴とする請求項１７に記載の鋳造品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、概して金属合金の鋳造プロセスに関し、より詳しくは、本発明は、アルミニウム−ケイ素合金の半凝固鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ダイキャスト法、重力鋳造法（ｇｒａｖｉｔｙ  ｐｅｒｍａｎｅｎｔ  ｍｏｌｄ  ｃａｓｔｉｎｇ）及びスクイズ鋳造法（ｓｑｕｅｅｚｅ  ｃａｓｔｉｎｇ）のような従来の鋳造法は、以前からアルミニウム−ケイ素（Ａｌ−Ｓｉ）合金に用いられていた。しかしながら、Ａｌ−Ｓｉ合金材料の半凝固（ＳＳＭ）鋳造に関しては、従来方法は今日までうまく用いられていない。レオキャスティング法やチキソキャスティング法は、従来の鋳造方法をＳＳＭ鋳造に変換しようとする試みとして発展してきた鋳造方法である。しかしながら、これらＳＳＭ法は、従来の鋳造機に付加的な改造を要求すると同時に、鋳物性能を改善する上で鋳物部品内の初晶Ａｌ及び／又はＳｉのミクロ組織を操る能力に改良の余地が残されている。
【０００３】
従って、望ましい機械的特性を与えることができる従来方法とレオキャスティング法の両方を利用する過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金のＳＳＭ鋳造方法を提供することが望ましい。特に、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金内の初晶Ｓｉ粒子の核形成とその成長をコントロールするためのプロセスが必要である。更に、半凝固スラリーの温度をコントロールできる従来技術或いはレオキャスティング技術によるＡｌ−Ｓｉ合金鋳造を用いて製品を生産する方法を提供することが望ましい。
【発明の開示】
【０００４】
上述の要求は、ある程度、本発明により満たされ、１つの実施形態によれば、ＳＳＭ鋳造プロセスが提供され、それは、従来技術或いはレオキャスティング技術によるＡｌ―Ｓｉ合金鋳造を用いて製品を生成し、且つ、製品の温度及び初晶Ｓｉの最終形態を制御することができるのである。
【０００５】
本発明の１つの実施形態によれば、ＳＳＭ鋳造プロセスが提供され、同プロセスは、第１のＡｌ−Ｓｉ過共晶合金を第１の温度に加熱し、加熱した前記合金を第２の温度を有するＡｌ−Ｓｉ過共晶合金と混合して半凝固スラリーを形成させ、混合した第１及び第２のＡｌ−Ｓｉ過共晶合金を所定時間冷却し、その後、半凝固スラリーを鋳込むことを具備する。上記冷却時間はゼロとすること、つまり、冷却を省略してもよい。前記第１の合金と第２の合金は、化学組成が同じでもよいし異なってもよい。また、前記第１の合金と第２の合金を、同じ温度或いは異なる温度に加熱してもよい。
【０００６】
本発明の別の実施形態によれば、ＳＳＭ鋳造プロセスが提供され、同プロセスは、第１と第２のＡｌ−Ｓｉ過共晶合金間に温度差が存在するように第１のＡｌ−Ｓｉ過共晶合金の温度が第２のＡｌ−Ｓｉ過共晶合金の温度より高い。その温度差は、最終鋳造品の初晶Ｓｉ粒子サイズの制御を可能とする所定の冷却速度を達成するように選択されればよい。いくつかの実施形態において、過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造品は、約４０ミクロン以下の平均粒径のＳｉ粒子を有する。また、その温度差は、Ａｌ−Ｓｉ過共晶合金を加熱しその加熱合金を室温で単独で冷却する場合に比べてその加熱合金の冷却速度を速くするように選択しても良い。
【０００７】
上述の説明では、更なる詳細な説明をより良く理解できるように、また、この分野への貢献がより理解できるよう、かなり大まかに、本発明のいくつかの実施形態について概説したが、勿論、下記に説明される本発明の付加的な種々の実施形態が存在し、それらはここに付加したクレームの主題を構成するものであることは言うまでもない。
【０００８】
この観点から、本発明の少なくとも１つの実施形態を詳細に説明する前に、本発明が、この出願における下記の記載或いは図面で示した構成の詳細及び構成要素の配置に限定されないということを理解すべきである。本発明は、記載されたこれら以外にも具現化が可能であり、実施可能であり、種々の方法で実行され得る。また、要約と同様に、ここに用いられた表現や用語は、説明のためであり、限定するものと見なすべきでない。
【０００９】
そのようなものとして、当業者は、この開示を根拠とする概念が本発明のいくつかの目的を実行するための他の構成、方法及びシステムの設計の根拠として容易に利用できるということを理解するであろう。従って、特許請求の範囲は、本発明の精神及び範囲から逸脱しない範囲でそのような等化な構成を含むものと見なすことが重要である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明は、最終鋳造品の機械的特性を制御するために、ＳＳＭ鋳造法による過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の組成、温度及びミクロ組織の制御方法を提供する。一般的に、これは、少なくとも２つの過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を混合することによって達成される。定義によれば、Ｓｉが約１１．７重量％以下のアルミニウム合金は亜共晶と定義され、Ｓｉが約１１．７重量％より多いアルミニウム合金は過共晶と定義される。「約」という語は、この分野において周知であり存在する化学的重量及び寸法の計測に関連して本来的に内在する不正確さないし誤差を勘案して説明するためにこの開示に組込まれたものである。
【００１１】
現在のＳＳＭ鋳造法で用いられる合金の金属組成は、原料の獲得及び組成の点で制限される。対照的に、本発明によれば、過共晶合金を混合して単一の過共晶合金にするため、原料或いは半凝固スラリーの組成及び質量を制御することにより金属Ａｌ−Ｓｉ合金におけるＳｉの最終濃度を操作できるので、多様な金属組成が、同じ原料から達成可能である。
【００１２】
混合過共晶合金組成は、アルミニウム内にＳｉを１１．７％より多く含む２つ以上のアルミニウム合金を混合することにより形成できる。１つの実施形態では、２つのＡｌ−Ｓｉ合金を混合過共晶合金を形成するために混合する。原料の１つが、Ａｌ−Ｓｉ合金である必要はないが、その代わりに純アルミニウム或いは純ケイ素とする。更に他の実施形態では、同じＡｌ−Ｓｉの化学組成（即ち、同じ重量パーセントのＳｉ）を持つ２つ以上の過共晶合金の混合がここに開示されている。過共晶合金の１つの例は、この分野で周知の３９０合金（重量でＳｉが約１６％−１８％である市販合金）である。
【００１３】
最終製品に特有な物理的性質を与えるのに加えて、アルミニウム内のＳｉ濃度は、いかなる温度におけるいかなる合金の相の形状にも影響を及ぼす。例えば、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、ＳＳＭ範囲内で液相線以下に冷却され始めると、大きなＳｉ粒子に成長し始める。前述の実施形態において、本発明は、混合物が過渡的な半凝固相内にある時間を最小化すると同時に、それによって、大きなＳｉ粒子が成長する時間を減少するように、異なる温度で２つのＡｌ−Ｓｉ合金を混合する方法を示す。
【００１４】
合金の温度制御は、本発明のように、２つ以上の過共晶合金を混合することによって達成できる。一般的に、１つの合金を液状になるまで加熱し、その後、混合した溶湯がＳＳＭ範囲内になるように、低温合金と混合する。前記低温合金は、高温合金がそれと一緒に混合された場合に、ヒートシンクとしての役割を果たす。従って、混合した合金混合物を、従来の冷却器或いは空冷を用いるよりも速く半凝固形態にする。いくつかの実施形態では、１つ以上の過共晶合金が、固相に保たれている。望ましくは、低温或いは固相の合金は、一般的に、高温或いは液状の過共晶合金に注入される。しかしながら、高温合金を低温合金に加えることが可能である。固相合金は、この分野で周知のいかなる形態も示す。そして、その形態は、粒子、チップ及び／又はペレットを含むが、これらに限定されない。
【００１５】
１つの実施形態では、合金を、代表的には約６００℃〜約８５０℃の範囲に加熱する。更に他の実施形態では、混合される合金の１つを、全く加熱せず、例えば、周囲の室温で用いる。
【００１６】
本発明の１つの実施形態では、低温合金を高温合金と混合する。そして、望ましくは、高温合金を約７６０℃まで加熱し、低温合金を周囲の室温のままにする。この大きな温度勾配は、通常の冷却器よりも加熱主合金から熱を素早く放出することを可能とし、半凝固スラリーのプロセス温度まで温度を低下させるために液状合金にとって必要な時間を減少する。そのような素早い初晶Ｓｉ相の核形成は、その物質においてより均質なミクロ組織を結果として生じさせると考えられる。
【００１７】
図１は、時間の関数とする液状３９０合金の温度を示す図である。３９０合金を７６０℃に加熱し、その時点で、室温の３９０合金の小片に加えた。この実施形態では、１００グラムの液状溶解物を３０グラム（重量で約２３％）の小片に加えた。他の実施形態では、加える低温合金の重量パーセントは、加熱合金の重量で約２０％〜約３０％の範囲である。３９０合金の小片に加えることにより、結果として溶解物を急冷し、初めに１００℃を越えて温度を低下し、約１．８分で１７０℃温度を低下する。
【００１８】
この方法において、本発明は、外部の冷却器或いは誘導加熱装置のような補助的なプロセス装置なしでレオキャスト法による過共晶合金のＳＳＭ鋳造を可能とする。例えば、１つの実施形態では、ＳＳＭ範囲に過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金を冷却するために、付加的な上述の装置ではなくここに記載された技術を用いることによって、改造コストを著しく低減させ、現状のスクイズ鋳造プロセスをＳＳＭ鋳造プロセスに変換できる。
【００１９】
図２は、スクイズ鋳造に利用される本発明の１つの実施形態によるスクイズ鋳造プロセスを示す略示図である。当業者なら他の実施形態もまた本発明の範囲と精神の範囲内で実施可能であることを認識することができるであろう。従って、本発明は、ここに記載された構造の詳細或いは構成要素の配置に限定されるものではない。
【００２０】
図２の実施形態によれば、鋳造装置のショットスリーブは、初めに注入部に到達し、その後直ちに注入サイクルを開始する。ショットスリーブは、ダイキャビティ内にその後移送するために計量された液体／スラリー物質を収容するための容器である。低温過共晶合金の固形の塊をショットスリーブに加える。その後、高温過共晶合金の溶融金属をショットスリーブ内に注入し、固形の塊と混合する。この実施形態における混合は、溶融金属内に固形物質を素早く溶解し、その際、溶融金属の初期温度を低下させる。ＳＳＭ範囲内になった時点で、そのスラリーをダイキャビティに当分野で周知の種々の方法のいずれか１方法によって、注入し、鋳込む。
【００２１】
上述のように、半凝固相内のＳｉ粒子の成長は、鋳込み前の合金の初期温度と冷却時間に直接的に相関している。より長く合金が半凝固相内に残存する場合、望ましくない大きなＳｉ粒子の成長の可能性を増大する。反対に、鋳込み前の合金がＳＳＭ相内にある時間が短い場合、核形成の数を最大化することにより大きなＳｉ粒子の成長を最小化し、より多くの小さいＳｉ粒子を生成する。図３は、上述した本発明工程によって鋳造した製品のミクロ組織を示す。
【００２２】
図３は、焼入れ後の鋳造合金のミクロ組織を示す。記述する特定の実施形態の場合においては、３９０合金を７６０℃に加熱し、その後、室温の３９０合金の小片を混合した。３９０合金の小片は平均サイズが約０．２５立方インチであった。混合した液体混合物は、最終的に焼入れされる前までに、異なる温度の２つの合金を混合することによる効果によって５９０℃まで冷却された。採取した鋳造品の断面及び鋳造品の種々の部分の微量分析から、初晶Ｓｉ粒子が相対的に均質に最小の凝集体形成で分布することが立証された。そのＳｉは、ミクロ組織内で黒ずんだ色の粒子として示され、その背景は共晶（即ち、Ａｌ−Ｓｉ混合物）である。初晶Ｓｉ粒子は、直径が約２０ミクロン〜約５０ミクロンの範囲の大きさを示す。
【００２３】
図４は、図３と同じ鋳造品の初晶Ｓｉの形態を高倍率で示したものである。最終的な初晶Ｓｉ粒子は、最終的なミクロ組織において平均して約４０ミクロン以下であった。
【００２４】
温度をもっと急速に低下させれば、温度を徐々に低下させる場合よりも多くの核形成現象を結果的にもたらす。このことは、サイズ（幅と長さ）は小さいが合金内の至る所に全般的に均一に分布された多数のＳｉ粒子を生成するという望ましい効果を持つ。図３及び図４に示されたように、Ｓｉ粒子の均一な分布は、実質的にＳｉ粒子の平均的成長を制限することで、機械的欠陥の可能性をより少なくすると共に、機械的性質のより良い予測を可能にさせる。
【００２５】
本発明の多くの特徴及び利点は、詳述した明細書から明らかである。従って、請求項では、本発明の真の精神及び範囲に含まれる本発明のそのような特徴及び利点の全てを包含することを目的としている。更に、多くの変更及び変形が当業者には容易に想到されるので、本発明を図示及び記載した構成及び作用に限定するものではない。また、従って、全ての適切な変更及び均等物は採用され、本発明の範囲に含まれる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】３９０合金を加えた場合の液状３９０合金溶解物の冷却速度を示す温度対時間の図である。
【図２】本発明プロセスの遂行方法の一実施形態を示す図である。
【図３】図２のプロセスによって生成された鋳造品のミクロ組織（低倍率）を示す図である。
【図４】図２のプロセスによって生成された鋳造品のミクロ組織（高倍率）を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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