铝合金成型体及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种铝合金成型体及其制造方法，更具体而言，涉及一种能够适用作要求兼顾优异的耐热性和高热导率的部件的铝合金层叠成型体及其高效的制造方法。


背景技术：

2.al-fe系铝合金具有高比强度和优异的导热性，除此以外，可循环性也良好，因此，期待以电动汽车、航空器等运输用设备、led照明和各种电子电气设备等散热器材料为首的广泛的用途。
3.在这样的状况下，为了提高al-fe系铝合金的强度和导热性，进行了各种研究。例如，在专利文献1(日本特开2013-204087号公报)中，公开了一种室温下的拉伸屈服强度为200mpa以上的高强度且热导率为145w/k
·
m以上的铝合金部件和其制造方法，其特征在于，含有8质量％(以下％)＜si＜11％、0.2％＜mg＜0.3％、0.3％＜fe＜0.7％、0.15％＜mn＜0.35％、1＜fe+mn
×
2、0.005％＜sr＜0.020％、cu＜0.2％、zn＜0.2％，剩余部分由al和不可避免的杂质构成，铸造后在200℃＜t＜250℃下保持0.1～1小时。
4.在上述专利文献1所记载的铝合金部件和其制造方法中，发现通过将含有杂质的合金组成最优化，能够确保流动性并改善防烧结，并且由于铸造后的共晶si粒状化使热导率改善导致热处理时间的缩短，示出了室温下的拉伸屈服强度为200mpa以上的高强度且热导率145w/mk以上的高导热性。
5.另外，在专利文献2(日本特开2015-127449号公报)中公开了具有以质量％计含有si：0.15％以下、fe：1.00～1.60％、ti：0.005～0.02％、zr：0.0005～0.03％、根据需要的mn：0.01～0.50％，剩余部分为铝和不可避免的杂质的组成，平均结晶粒径25μm以下的导热性优异的高成型用铝合金板材。
6.在上述专利文献2所记载的的高成型用铝合金板材中，由于使si、fe、ti、zr的含量为优选的范围，并且使平均结晶粒径为25μm以下，因此，能够得到伸长率的值高，高成型性优异并且具备必要的抗拉强度和屈服强度，导热性也优异的铝合金板材。
7.进一步，在专利文献3(日本特开2020-33598号公报)中，公开了一种al-fe-er系铝合金，其特征在于，含有fe和er，剩余部分为al和不可避免的杂质，fe为约5重量％～约15重量％，er为约0.2重量％～约1.2重量％。
8.在上述专利文献3所记载的al-fe-er系铝合金中，通过添加约0.2重量％至约1.2重量％的er，可以去除杂质，使用al来形成l12析出物，提高析出促进效果，由此有提高熔融物的质量的效果。其结果，能够提供热稳定性和可塑性优异的al-fe-er系铝合金。
9.现有技术文献
10.专利文献
11.专利文献1：日本特开2013-204087号公报
12.专利文献2：日本特开2015-127449号公报
13.专利文献3：日本特开2020-33598号公报


技术实现要素：

14.发明所要解决的课题
15.由al-fe系铝合金构成的部件也多是保持在高温中使用的情况，从而对al-fe系铝合金也期待有热稳定性。然而，上述专利文献1的铝合金部件和上述专利文献2的高成型用铝合金板材的热稳定性未被考虑。
16.另外，上述专利文献3的al-fe-er系铝合金的目的之一是赋予热稳定性，但由于添加作为稀土元素的er而使其变得高价，此外，还会使al-fe系铝合金的可循环性降低。
17.鉴于如上所述的现有技术中的问题点，本发明的目的在于提供一种具有优异的热稳定性，不含稀土元素的铝合金成型体及其制造方法。更具体而言，提供一种即使在200℃下也具有高硬度的铝合金成型体和即使在该铝合金成型体具有复杂的形状的情况下，也能够高效地进行制造的方法。
18.用于解决课题的技术方案
19.本发明者们为了达到上述目的，对于铝合金成型体和其制造方法进行了潜心研究，其结果发现，将含有适量的与al形成共晶的过渡金属元素的铝合金材料作为原料，通过层叠造型法得到铝合金层叠成型体等是极为有效的，从而完成了本发明。
20.即，本发明提供一种铝合金成型体，其特征在于，
21.所述铝合金层叠成型体是通过层叠造型法成型而成的，
22.将含有与al形成共晶的过渡金属元素2～10质量％且剩余部分由al和不可避免的杂质构成的铝合金材料作为原料，
23.相对密度为98.5％以上，
24.金属组织由初晶α(al)和由al和所述过渡金属元素组成的化合物构成，
25.熔池的除边界部以外的区域的所述化合物的间隔为200nm以下。
26.在本发明的铝合金成型体中，优选所述过渡金属元素为fe，所述化合物为alfe系化合物，但过渡金属元素在不损害本发明的效果的范围内没有特别限定，能够使用现有公知的各种过渡金属元素。作为fe以外的过渡金属元素，可以列举例如ni和co等。以下，主要对过渡金属元素为fe的情况进行说明。
27.通过将含有2～10质量％的fe的铝合金材料利用层叠造型法骤冷凝固，在本发明的铝合金成型体中分散大量微细的alfe系化合物，熔池的除边界部以外的区域的该alfe系化合物的间隔成为200nm以下。其结果，错位的移动被抑制，直至高温为止该效果得以维持，因此，本发明的铝合金成型体在高温下的机械性质的降低较少，具有优异的热稳定性。alfe系化合物的平均粒径优选为20～100nm。在此，熔池的边界区域是指距熔池的边界的距离为5μm为止的区域。
28.另外，本发明的铝合金成型体通过层叠造型法成型，即使是复杂形状或中空结构体等，也能够制成任意的形状。另外，相对密度为98.5％以上。需要说明的是，铝合金材料的形状和尺寸根据所用的层叠造型法选择适当的形状和尺寸即可，能够优选使用粉末状的铝合金材料或线状的铝合金材料。
29.另外，本发明的铝合金成型体是通过层叠造型法得到的，通过多个骤冷凝固区域的接合而形成，因此，与铸造物等相比，成型体整体成为均质的元素分布。其结果，在铝合金成型体的整体均匀且大量分散有极微细的alfe系化合物。
30.需要说明的是，作为本发明的铝合金成型体的不可避免的杂质，能够例示si、cu、mn、mg、zn、cr和ti。
31.另外，在本发明的铝合金成体中，优选200℃下的维氏硬度为60hv以上。通过200℃下具有60hv以上的维氏硬度，能够适用于保持于高温的发动机活塞、涡轮叶轮和散热器材料等用途。另外，发动机活塞需要冷却性能，优选使用高导热且高温高强度材料。在此，200℃下的更优选的硬度为70hv以上，最优选的硬度为80hv以上。
32.另外，在本发明的铝合金成型体中，优选室温下的拉伸强度为240mpa以上。更优选的拉伸强度为250mpa以上，最优选的拉伸强度为260mpa以上。在本发明的铝合金成型体中，由于大量且均匀地分散有极微细的alfe系化合物，因此，具有高拉伸特性。通过铝合金成型体具有这些拉伸特性，从而适用于要求强度和可靠性的用途。
33.在本发明的铝合金成型体中，优选热导率为100w/mk以上。在本发明的铝合金成型体中，通过使fe形成微细的alfe系化合物，从而fe的固溶量降低，提高强度和热导率。此外，在该alfe系化合物的形成过程中，铝母材的形变得到大幅度地降低，通过这些效果实现了高热导率。
34.另外，本发明还提供一种铝合金成型体的制造方法，其特征在于，具备：
35.将含有与al形成共晶的过渡金属元素2～10质量％、剩余部分由al和不可避免的杂质构成的铝合金材料通过层叠造型法成型，得到铝合金层叠成型体的层叠成型工序；和
36.将所述铝合金层叠成型体保持在200～400℃，使由al和所述过渡金属元素构成的化合物析出，并且降低残余应力的热处理工序。
37.在本发明的铝合金成型体的制造方法中，优选使所述过渡金属元素为fe，所述化合物为alfe系化合物，但过渡金属元素在不损害本发明的效果的范围内没有特别限定，能够使用现有公知的各种过渡金属元素。作为fe以外的过渡金属元素，可以列举例如ni和co等。以下主要对过渡金属元素为fe的情况进行说明。
38.通过将含有2～10质量％的fe的铝合金材料通过层叠造型法成型，形成由固溶有该fe的铝母材构成的骤冷凝固组织，之后，通过保持在200～400℃，能够进一步析出alfe系化合物并且降低残余应力。通过使热处理温度在200℃以上，能够大量析出微细的alfe系化合物，使alfe系化合物彼此的间隔为200nm以下。另外，通过使热处理温度在400℃以下，能够抑制alfe系化合物的粗大化，防止铝合金成型体的维氏硬度等机械性质降低。
39.例如，fe的含量大致为2.5质量％的情况下，通过在200～400℃下实施1小时的热处理，能够增大维氏硬度，能够成为70hv以上的维氏硬度。另外，通过该热处理也能够提高热导率。
40.另外，在不损害本发明的效果的范围内，层叠造型法没有特别限定，能够使用现有公知的各种层叠造型法。层叠造型法是通过将原料金属沉积来得到具有所期望的形状的成型体的方法，例如，可以列举粉末床熔融结合法、指向性能量沉积法。另外，用于熔融原料金属的热源在不损害本发明的效果的范围内也没有特别限定，能够使用现有公知的各种热源，能够优选使用例如激光、电子束。
41.发明的效果
42.根据本发明，能够提供一种具有优异的热稳定性，不含稀土元素的铝合金成型体及其制造方法。更具体而言，能够提供一种即使在200℃下也具有高硬度的铝合金成型体和
即使该铝合金成型体具有复杂形状的情况下也能够高效地制造的方法。
附图说明
43.图1是本发明的铝合金成型体的截面宏观组织的示意图。
44.图2是实施例1的铝合金成型体(刚层叠造型后)的截面宏观观察结果。
45.图3是比较例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的截面宏观观察结果。
46.图4是实施例1的铝合金成型体(刚层叠造型后)的熔池内部的sem观察结果。
47.图5是实施例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的熔池内部的sem观察结果。
48.图6是将实施例1中得到的铝合金成型体在200℃下热处理100小时后的熔池内部的sem观察结果。
具体实施方式
49.以下，一边参照附图一边对本发明的铝合金成型体和其制造方法的代表性的实施方式进行详细地说明，但本发明并不只限定于这些。需要说明的是，在以下的说明中，对于相同或相当部分标注相同的符号，有时会省略重复的说明。另外，附图用于概念性地说明本发明，因此，所示的各构成要素的尺寸或它们的比例有时与实际的情况不同。
50.1.铝合金成型体
51.本发明的铝合金成型体的特征在于，所述铝合金层叠成型体是通过层叠造型法成型而成的，将含有与al形成共晶的过渡金属元素2～10质量％且剩余部分由al和不可避免的杂质构成的铝合金材料作为原料，熔池的除边界部以外的区域的由al和所述过渡金属元素构成的化合物的间隔为200nm以下。以下，对于铝合金成型体的组成、组织和各种物性进行详细地说明。
52.(1)组成
53.本发明的铝合金成型体是将含有与al形成共晶的过渡金属元素2～10质量％且剩余部分由al和不可避免的杂质构成的铝合金材料作为原料。以下，对于成分元素进行说明。
54.＜过渡金属元素＞
55.fe：2～10质量％
56.通过含有2质量％以上的fe，能够通过alfe系化合物的形成来实现铝合金成型体的强度和硬度的增大、热稳定性的提高。另外，通过使fe的含量为10质量％以下，能够抑制由alfe系化合物的粗大化引起的铝合金成型体的韧性、延展性和热导率的降低，并且也能够抑制由alfe系化合物的粗大化引起的强度和硬度的降低。优选使fe的含量为3～9质量％，更优选为4～8质量％。
57.在不损害本发明的效果的范围内，过渡金属元素没有特别限定，能够使用现有公知的各种过渡金属元素。作为fe以外的过渡金属元素，可以列举例如ni和co等。
58.作为本发明的铝合金成型体的不可避免的杂质，可以列举si、cu、mn、mg、zn、cr和ti。需要说明的是，稀土元素是被主动排除在外。
59.(2)组织
60.图1示意性地示出本发明的铝合金成型体的截面宏观组织。以下，对于过渡金属元素为fe的情况进行详细阐述。本发明的铝合金成型体2是通过层叠造型法成型的，具有多个
熔池4接合而成的宏观组织。
61.关于铝合金成型体2在垂直方向和水平方向的熔池4的个数，在不损害本发明的效果的范围内没有特别限定，以铝合金成型体2成为所期望的大小和形状的方式适当调节即可。
62.另外，熔池4的大小和形状也没有特别限定，但熔池4变大时，凝固时的冷却速度降低。即，从铝合金成型体2的晶粒微细化和alfe系化合物微细化的观点出发，为了使冷却速度变大，优选使熔池4的尺寸变小。另外，降低熔池4的大小自身也会使铝合金成型体2高强度化，并且能够使铝合金成型体2均质化。另一方面，如果过度减小熔池4，则铝合金成型体2的形成所需的熔池4的个数会增加，因此，从生产效率的观点出发，在能够使alfe系化合物充分微细化的范围内，优选扩大熔池4的大小。
63.在熔池4的内部均匀且大量地分散有微细的alfe系化合物。通过均匀且大量地分散有微细的alfe系化合物，alfe系化合物彼此的间隔成为200nm以下。通过alfe系化合物彼此的间隔成为200nm以下，能够高效地阻碍错位的移动，赋予铝合金成型体2良好的热稳定性。另外，由于粗大的alfe系化合物显示脆性的性质，成为使铝合金成型体2的韧性和延展性降低的原因，但通过使alfe系化合物的平均粒径为100nm以下，能够抑制这些不良影响。
64.alfe系化合物的平均粒径优选为20～100nm。需要说明的是，存在在熔池4的边界区域alfe系化合物发生粗大化的情况，但本说明书中的“alfe系化合物的间隔”和“alfe系化合物的平均粒径”是以占据铝合金成型体2的大部分的熔池4的内部中的alfe系化合物作为对象。
65.求得alfe系化合物的间隔和平均粒径的方法在不损害本发明的效果的范围内没有特别限定，通过现有公知的各种方法测定即可。例如，可以将铝合金成型体2以任意的截面进行切断，对得到的截面样品利用扫描型电子显微镜进行观察，算出熔池4的内部中的alfe系化合物的间隔和粒径的平均值而求得。需要说明的是，也可以根据观察方法，对截面样品实施机械研磨、抛光研磨、电解研磨和蚀刻等。
66.(3)物性
67.铝合金成型体2的热导率优选为100w/mk以上。在本发明的铝合金成型体2中，通过使fe形成微细的alfe系化合物，fe的固溶量降低，提高了强度和热导率。此外，在该alfe系化合物的的形成过程中铝母材的形变被大幅度地降低，通过这些效果实现了高热导率。
68.铝合金成型体2的200℃下的维氏硬度优选为60hv以上。通过在200℃下具有60hv以上的维氏硬度，能够适用于保持在高温的散热器材料等用途。这里，200℃下的更优选的硬度为70hv以上，最优选的硬度为80hv以上。
69.另外，铝合金成型体2在室温下的拉伸强度优选为240mpa以上。更优选的拉伸强度为250mpa以上，最优选的拉伸强度为260mpa以上。在铝合金成型体2中，由于大量且均匀地分散有极微细的alfe系化合物，因此，具有高拉伸特性。铝合金成型体2具有这些拉伸特性，由此也能够适用于需要强度和可靠性的用途。
70.2.铝合金成型体的制造方法
71.本发明的铝合金成型体的制造方法具有：将含有2～10质量％的与al形成共晶的过渡金属元素的铝合金材料作为原料，使用层叠造型法得到铝合金层叠成型体的层叠成型工序；和使由al和上述过渡金属元素构成的化合物析出，并且降低残余应力的热处理工序。
以下，将过渡金属元素为fe的情况作为代表，对于各工序进行详细地说明。
72.(1)层叠成型工序
73.层叠成型工序是用于将含有2～10质量％的fe且剩余部分由al和不可避免的杂质构成的铝合金材料作为原料，使用层叠造型法来得到铝合金层叠成型体的工序。
74.层叠成型法是基于由3d-cad数据得到的二维(切片)数据，将熔融凝固区域一层一层地堆积进行加工的方法。在本发明的铝合金成型体的制造方法中，例如，作为原料使用铝合金粉末，一边将堆积的金属粉末通过激光等的照射熔融凝固，一边一层一层地层叠，由此能够得到三维的成型体。
75.在不损害本发明的效果的范围内，层叠造型法没有特别限定，能够使用现有公知的各种层叠造型法。另外，用于将原料金属熔融的热源在不损害本发明的效果的范围内也没有特别限定，能够使用现有公知的各种热源，例如，能够优选使用激光、电子束。
76.这里，由于铝不易吸收激光，而且由于其高热导率容易使热扩散，因此，难以通过层叠造型法得到具有高密度的铝合金成型体。因此，为了增加铝合金成型体2的密度，优选使用短波长的激光，优选使用例如yb光纤激光器。
77.(2)热处理工序
78.热处理工序是用于将利用层叠造型法得到的铝合金层叠成型体在适当的温度下进行热处理，使alfe系化合物析出，并且降低残余应力的工序。
79.通过将含有2～10质量％的fe的铝合金材料利用层叠造型法成型，形成由固溶有该fe的铝母材构成的骤冷凝固组织。之后，通过将该铝合金层叠成型体保持在200～400℃，能够使alfe系化合物析出并且使残余应力降低。保持时间根据铝合金层叠成型体的大小和形状适当调节即可，优选为1～100小时。
80.通过使热处理温度为200℃以上，能够使alfe系化合物充分地析出，使熔池4的内部中的alfe系化合物的间隔为200nm以下。另外，通过使热处理温度为400℃以下，能够抑制alfe系化合物的粗大化，防止铝合金成型体2的维氏硬度等机械性质降低。更优选的热处理温度为225～375℃，最优选的热处理温度为250～350℃。
81.以上，对于本发明的代表性的实施方式进行了说明，但本发明不限于这些，能够进行各种设计变更，这些设计变更也全部包括在本发明的技术范围内。
82.实施例
83.实施例
84.通过使用了激光的粉末床熔融结合方式的层叠造型法，将具有表1所示的组成(质量％)的50％粒径为40～50μm的铝合金粉末作为原料，得到了铝合金成型体。用于层叠造型的造型机是具备yb光纤激光器的3d systems inc.制造的prox320和松浦机械制作所制造的lumex avance-25。
85.[表1]
[0086]
[0087]
更具体而言，将层叠条件设定为激光输出：320～460w、扫描速度：700～1200mm/s、扫描间距：0.10～0.18mm、气氛：惰性气体，从而得到了铝合金成型体。
[0088]
接着，将得到的铝合金成型体在大气中以300℃、350℃、400℃、450℃、475℃、500℃、525℃、550℃的各温度保持1小时。
[0089]
[评价试验]
[0090]
(1)微细组织
[0091]
从得到的铝合金成型体切出截面观察用样品，实施镜面研磨后作为组织观察用样品。观察是使用光学显微镜和扫描电子显微镜(carl zeiss制造，ultra plus型)，对于分散于截面的宏观组织和熔池内的alfe系化合物进行了观察。
[0092]
(2)维氏硬度测定
[0093]
与(1)同样地制作截面样品，测定了维氏硬度。将测定载荷设定为5kgf、将保持时间设定为15s进行测定。此外，还测定了200℃、250℃、300℃、350℃的各温度下的高温维氏硬度。高温维氏硬度是使用intesco制造的htm-1200ii型(压头的材质：蓝宝石)进行测定，将测定载荷设定为1000～3000gf，将保持时间设定为30秒。另外，将样品的升温速度设定为10℃/分钟，在温度到达后保持5分钟后开始测定。
[0094]
(3)拉伸试验
[0095]
从得到的铝合金成型体采集由jis-z2241规定的14a号试验片，在室温下进行了拉伸试验。关于拉伸试验时的十字头速度，在到达0.2％屈服强度前设定为0.1～0.5mm/分钟，在到达0.2％屈服强度以后设定为5mm/分钟。此外，还评价了在200℃、250℃、300℃、350℃的各温度下的拉伸特性。在高温下的拉伸试验中，将拉伸试验片在各测定温度下保持100小时后，供于拉伸试验。
[0096]
(4)热导率
[0097]
使用热导率测定装置(ulvac理工制造、热常数测定装置tc-9000型)，通过激光闪光法测定了热导率。热导率测定用试验片为以圆板的两面成为厚度约2mm的方式进行研磨。
[0098]
《比较例》
[0099]
除了将表1中作为比较例1和比较例2示出的组成的铝合金粉末作为原料以外，与实施例同样地，得到了铝合金成型体。另外，与实施例同样地进行热处理，对于得到的铝合金成型体也进行了与实施例同样的评价。
[0100]
将实施例1和比较例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的截面宏观照片示于图2和图3。可知铝合金成型体均通过多个熔池的接合而形成。另外，能够确认看不到显著的缺陷，得到了致密的铝合金成型体。
[0101]
在图4和图5中分别示出实施例1和实施例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的熔池内部的alfe系化合物的观察结果。在任一的铝合金成型体中都均匀且大量地分散有极微细的alfe系化合物，alfe系化合物彼此的间隔成为200nm以下。
[0102]
将实施例1、实施例2、比较例1和比较例2的铝合金成型体的热导率和维氏硬度示于表2。实施例1的铝合金成型体中，通过均匀且大量地分散有微细的alfe系化合物，与比较例1和比较例2的铝合金成型体相比，具有更高的维氏硬度。另外，在热处理温度为300～400℃的情况下，与刚层叠造型后相比硬度增加，在热处理温度为500℃和550℃的情况下，也达
到了50hv以上的硬度。此外，实施例1的铝合金成型体的热导率通过热处理达到了170w/mk以上。进一步，实施例2的铝合金成型体即使在高温下也具有高维氏硬度，并且具有100w/mk以上的热导率。
[0103]
[表2]
[0104][0105]
将实施例1、实施例2和比较例2的铝合金成型体的高温维氏硬度示于表3。实施例1和实施例2的铝合金成型体即使保持在高温下也能够维持高维氏硬度，达到在200℃下为60hv以上、在250℃下为55hv以上。与此相对，比较例2的铝合金成型体在高温下硬度显著地降低。
[0106]
[表3]
[0107][0108]
将实施例1、实施例2和比较例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的拉伸特性，示于表4。实施例中得到的铝合金成型体在所有情况下，均具有高拉伸强度和屈服强度。需要说明的是，关于铝成型体的相对密度为：实施例1：98.9％，实施例2：99.8％，比较例2：98.8％。
[0109]
[表4]
[0110][0111]
将实施例1、实施例2和比较例2的铝合金成型体(刚层叠造型后)的高温下的拉伸特性示于表5。对于实施例中得到的铝合金成型体，可知即使在高温下也具有高拉伸强度和屈服强度。需要说明的是，实施例2的250℃和300℃时，由于伸长率小，无法算出准确的0.2％屈服强度。
[0112]
[表5]
[0113][0114]
关于实施例1中得到的铝合金成型体(刚层叠造型后)，将200℃下保持100小时后的熔池内部的alfe系化合物的观察结果示于图6。在高温下长时间的热处理后，alfe系化合物也维持了微细的状态(平均粒径：20～100nm)，alfe系化合物彼此的间隔为200nm以下。
[0115]
符号的说明
[0116]2···
铝合金成型体，4
···
熔池。