JPS6123754A - 銅合金鋳物の製造法 - Google Patents
銅合金鋳物の製造法Info
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Landscapes
- Prevention Of Electric Corrosion (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）。
本発明は銅合金鋳物の製造法に関し、特に海月機材に用
いるニッケルアルミニウム青銅鋳物の製造法の改良に関
する。
いるニッケルアルミニウム青銅鋳物の製造法の改良に関
する。
（従来の技術〕
従来から、ニッケルアルミニウム青銅鋳物は海水中の耐
食性が優れ、かつ機械的性質および海水中の腐食疲労強
度が他の銅合金鋳物に比較して高いことから、舶用推進
器、インペラ等に多く使用されてきた。従ってニッケル
アルミニウム青銅鋳物の海水中の疲労強度は、舶用推進
器設計にとっては重要な要因である。又推進器の翼厚は
腐食疲労強度と推進性能によって決定される。
食性が優れ、かつ機械的性質および海水中の腐食疲労強
度が他の銅合金鋳物に比較して高いことから、舶用推進
器、インペラ等に多く使用されてきた。従ってニッケル
アルミニウム青銅鋳物の海水中の疲労強度は、舶用推進
器設計にとっては重要な要因である。又推進器の翼厚は
腐食疲労強度と推進性能によって決定される。
近年、エネルギー省力化の観点から、推進器材料ＶＣお
いても、高腐食疲労強度材の開発が望れている。
いても、高腐食疲労強度材の開発が望れている。
推進器材の場合、腐食疲労強度だけでなく、引張強さ、
伸びおよび硬さ等の機械的性質もその性能上重要であり
、これらの機械的性質は、現用ニッケル・アルミニウム
青銅鋳物製推進器の場合、翼厚が厚くなる程、即ち冷却
速度が遅くなる程低下する。したがって作用応力が最も
高い翼根部が最も低い機械的性質を有している。
伸びおよび硬さ等の機械的性質もその性能上重要であり
、これらの機械的性質は、現用ニッケル・アルミニウム
青銅鋳物製推進器の場合、翼厚が厚くなる程、即ち冷却
速度が遅くなる程低下する。したがって作用応力が最も
高い翼根部が最も低い機械的性質を有している。
例えば、比較的、冷却速度の早い小型砂型鋳物材の海水
中腐食疲労強度は繰返し数２Ｘ１０７回で１８ゆ７ｍ”
程度であるが例えば重量が３０トン程度の大型推進器翼
根部のような大型鋳物材の腐食疲労強度は約１２ ｋ？
／ｍ”にまで低下する。
中腐食疲労強度は繰返し数２Ｘ１０７回で１８ゆ７ｍ”
程度であるが例えば重量が３０トン程度の大型推進器翼
根部のような大型鋳物材の腐食疲労強度は約１２ ｋ？
／ｍ”にまで低下する。
又、ニッケル・アルミニウム青銅は溶解過程での水素ガ
ス吸収に敏感であり、砂型鋳物ではガス欠陥が発生し易
かった。これらの機械的性質を改善するため、ニッケル
・アルミニウム鋳物材を９００〜１，０００℃迄加熱し
、焼入、焼戻しの熱処理金した例はある。しかし、推進
器のような重量が１０トンから９０トンの重量がある大
型鋳物の場合、再熱処理時の加熱にともなう酸化、変形
が懸念される土、再熱処理したとしても、鋳物の初晶と
なるβ相の結晶粒を微細化することはできなかった。
ス吸収に敏感であり、砂型鋳物ではガス欠陥が発生し易
かった。これらの機械的性質を改善するため、ニッケル
・アルミニウム鋳物材を９００〜１，０００℃迄加熱し
、焼入、焼戻しの熱処理金した例はある。しかし、推進
器のような重量が１０トンから９０トンの重量がある大
型鋳物の場合、再熱処理時の加熱にともなう酸化、変形
が懸念される土、再熱処理したとしても、鋳物の初晶と
なるβ相の結晶粒を微細化することはできなかった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は現用ニッケル・アルミニウム青銅鋳物より海水
中腐食疲れ強さが高く、大型鋳物になっても機械的性質
の低下が少なくかつガス欠陥のない健全な銅合金鋳物の
製造法を提供するものである。
中腐食疲れ強さが高く、大型鋳物になっても機械的性質
の低下が少なくかつガス欠陥のない健全な銅合金鋳物の
製造法を提供するものである。
（問題点を解決するための手段〉
本発明は、アルミニウム９へ１１％、ニッケル４〜８％
、鉄４〜８％、マンガン４％以下および通常の不純物會
含み残部銅よりなる合金溶湯全鋳型に注湯し、凝固後、
たソちに急冷処理全英施し、続いて６６０〜７００℃の
温度範囲で２０時間以上保持することを特徴とする腐食
疲労強度の高い銅合金鋳物の製造法である。
、鉄４〜８％、マンガン４％以下および通常の不純物會
含み残部銅よりなる合金溶湯全鋳型に注湯し、凝固後、
たソちに急冷処理全英施し、続いて６６０〜７００℃の
温度範囲で２０時間以上保持することを特徴とする腐食
疲労強度の高い銅合金鋳物の製造法である。
本発明はアルミニウム９〜１０％、ニッケル４〜８％、
鉄４〜８％、マンガン４％以下および通常の不純物全含
み残部鋼よりなる合金溶湯を鋳型に注湯し、凝固後、た
’Ｎ′Ｇ）Ｋ水冷、油冷。
鉄４〜８％、マンガン４％以下および通常の不純物全含
み残部鋼よりなる合金溶湯を鋳型に注湯し、凝固後、た
’Ｎ′Ｇ）Ｋ水冷、油冷。
水噴霧冷、空冷等の急冷処理全実施するので、従来の鋳
物製造法では得られなかった水素ガス欠陥のなく、微細
な結晶粒の金属組織の鋳物が得られる。
物製造法では得られなかった水素ガス欠陥のなく、微細
な結晶粒の金属組織の鋳物が得られる。
又、従来の熱処理温度の９００〜１，０００℃迄の再加
熱全必要としないので、高温加熱時の酸化および変形が
ない上、省エネルギーになる。
熱全必要としないので、高温加熱時の酸化および変形が
ない上、省エネルギーになる。
又本発明法による銅合金鋳物に、従来の製造法
′１のように燃伝導率の低い砂型全通して、冷却式れ
るのでなく、水冷、油冷、水噴霧冷、空冷等の急冷処理
により強制冷却されるので、鋳物の肉厚が厚くなっても
、従来製造法のように冷却速度が著しく遅くなるような
ことがない。
′１のように燃伝導率の低い砂型全通して、冷却式れ
るのでなく、水冷、油冷、水噴霧冷、空冷等の急冷処理
により強制冷却されるので、鋳物の肉厚が厚くなっても
、従来製造法のように冷却速度が著しく遅くなるような
ことがない。
更に、質量効果による機械的性質の低下も少ない。
本発明法では凝固後の急冷処理により、アルミニウム、
ニッケルおよび鉄の金属間化合物音マトリックス中に固
溶させた上、６６０〜７００℃の温度範囲で２０時間以
上保持してこれ等金属間化合物を析出させるので析出物
は均一に微細に析出する。このため、機械的性質および
腐食疲れ強さは従来材より優れたものが得られる。
ニッケルおよび鉄の金属間化合物音マトリックス中に固
溶させた上、６６０〜７００℃の温度範囲で２０時間以
上保持してこれ等金属間化合物を析出させるので析出物
は均一に微細に析出する。このため、機械的性質および
腐食疲れ強さは従来材より優れたものが得られる。
本発明は、舶用推進器、インペラ、海水用機材及び淡水
化プラントや火力プラント用のポール弁材等に有利に適
用できる。
化プラントや火力プラント用のポール弁材等に有利に適
用できる。
（実施例）
本発明の詳細全実施例に基いて説明する。
第１表は本発明材および従来材の化学組成全示し、第２
表はそれらの機械的性質および腐食疲れ強さを示す。
表はそれらの機械的性質および腐食疲れ強さを示す。
本発明材の化学成□分範囲はアルミニウム９〜１０％、
ニッケル４〜８チ、鉄４〜８％、マンガン４チ以下およ
び通常の不純物金含み残部銅から構成されるものである
。
ニッケル４〜８チ、鉄４〜８％、マンガン４チ以下およ
び通常の不純物金含み残部銅から構成されるものである
。
次に本発明材の成分およびその好ましい含有量について
述べる。
述べる。
ニッケル：海水中での良好な耐食性と金属組織的に脆化
相であるｒ２相の生成金避けるため、にはニッケルｉ：
は４％以上を必要とする。
相であるｒ２相の生成金避けるため、にはニッケルｉ：
は４％以上を必要とする。
又、８％以上ではアルミニウムとの金属間化合物である
に相の析出形状がラメラ−状になり、機械的性質か低下
する。
に相の析出形状がラメラ−状になり、機械的性質か低下
する。
鉄：鉄はニッケルと同様、アルミニウムと金属間化合物
のに相を形成し、結晶粒を微細化すると共に機械的性質
を向上させる作用を有する。鉄４％以下ではラメラ−状
析出物全生成し、高い機械的性質が得られない次め含有
量を４％以上とした。鉄８％以上では鉄含有量が多い析
出物が凝集粗大化し、海水中での点検が生じるので８％
以下にした。
のに相を形成し、結晶粒を微細化すると共に機械的性質
を向上させる作用を有する。鉄４％以下ではラメラ−状
析出物全生成し、高い機械的性質が得られない次め含有
量を４％以上とした。鉄８％以上では鉄含有量が多い析
出物が凝集粗大化し、海水中での点検が生じるので８％
以下にした。
アルミニウム：アルミニウムは含有量が多い程密度を下
げ、ニッケルおよび鉄と金属間化合物に相を形成する重
要な元素で機械的性質の向上ヶもたらす。しかし、１１
％以上になるとｒｔ相全全生成脆化するので１１％以下
とした。９チ以下では析出効果作用が少なく機械的性質
も低いので９％以上とした。
げ、ニッケルおよび鉄と金属間化合物に相を形成する重
要な元素で機械的性質の向上ヶもたらす。しかし、１１
％以上になるとｒｔ相全全生成脆化するので１１％以下
とした。９チ以下では析出効果作用が少なく機械的性質
も低いので９％以上とした。
マンガン：マンガンは溶解時の脱酸剤きして働きがある
が４％以上では海水中の耐食性が低下するので４％以下
とした。
が４％以上では海水中の耐食性が低下するので４％以下
とした。
次に本発明材の製造法について述べる。
銅合金鋳物、特にニッケル・アルミニウム青銅鋳物は通
常砂型に鋳造される場合が多い。砂型鋳物の場合、別取
試験片のようなＮ量７〜８時の小型鋳物でも冷却速度は
５℃／ｍｉｎ 程度であり、重量が２０トン以上の大型
鋳物になるとその冷却速度は推進器翼根部の例で０．２
℃／ｍｉｎと遅くなる。
常砂型に鋳造される場合が多い。砂型鋳物の場合、別取
試験片のようなＮ量７〜８時の小型鋳物でも冷却速度は
５℃／ｍｉｎ 程度であり、重量が２０トン以上の大型
鋳物になるとその冷却速度は推進器翼根部の例で０．２
℃／ｍｉｎと遅くなる。
父、金型絹物でも冷却速度は２５℃／ｍｉｎ 程度であ
る。ニッケル・アルミニウム青銅は析出硬化型合金であ
るため析出物の形状および分布によって、機械的性質お
よび腐食疲れ強さが左右される。
る。ニッケル・アルミニウム青銅は析出硬化型合金であ
るため析出物の形状および分布によって、機械的性質お
よび腐食疲れ強さが左右される。
ニッケル・アルミニウム青銅の析出物は凝固後、析出を
開始し６００℃付近で析出全終了する。
開始し６００℃付近で析出全終了する。
砂型鋳物のように冷却速度が遅い場合高温で析出する鉄
成分が多いに相はロゼツト状會呈し、冷却速度が遅い程
その析出物は粗大化する。
成分が多いに相はロゼツト状會呈し、冷却速度が遅い程
その析出物は粗大化する。
低温側で析出するに相は細粒であるため、常温での砂型
鋳物の組織は成長した梅花状と細粒状組織の混合組織と
なる。このような析出物ケ含むニッケル・アルミニウム
青銅鋳物の海水中疲労強度は、繰返数２Ｘ１０７回で、
小型材は１８ｋｙ／ＩＥＩ＋２、大型材は１２リ−８以
上を期待できない。
鋳物の組織は成長した梅花状と細粒状組織の混合組織と
なる。このような析出物ケ含むニッケル・アルミニウム
青銅鋳物の海水中疲労強度は、繰返数２Ｘ１０７回で、
小型材は１８ｋｙ／ＩＥＩ＋２、大型材は１２リ−８以
上を期待できない。
本発明材の製造法は前述した化学成分の溶湯全鋳型に注
湯し、凝固後直ちに水冷、油冷、水噴霧冷、空冷等の急
冷処理全行ない、に相をマトリックスに固溶させて、冷
却過程でのに相の析出成長全阻止することＫある。
湯し、凝固後直ちに水冷、油冷、水噴霧冷、空冷等の急
冷処理全行ない、に相をマトリックスに固溶させて、冷
却過程でのに相の析出成長全阻止することＫある。
急冷したま＼の状態では急冷時のβ相が残留し、耐食性
全低下させるので腐食疲労強度の向上には効果がない。
全低下させるので腐食疲労強度の向上には効果がない。
又、ニッケルアルミニウム青銅は析出価＋”ｂ型合金で
あるため良好な機械的性質および腐食疲労強度を得るた
めには析出物を分散析出させることが必要である。
あるため良好な機械的性質および腐食疲労強度を得るた
めには析出物を分散析出させることが必要である。
そのためには急冷処理後、６６０〜７００℃の温度範囲
で２０時間以上保持し、析出物全均一に析出させて成長
させなければならない。保持温度の上限を７００℃に規
定したのは７００℃以上でに、急冷処理してより残留し
たβ相をα＋に相に分解させることができずにβ相が残
留して海水中での耐食性が低下し、腐食疲労強度が低下
するからである。又６６０℃以下では析出物の析出成長
に長時間を要し実用的でないためと耐食性の向上が望め
ないからである。
で２０時間以上保持し、析出物全均一に析出させて成長
させなければならない。保持温度の上限を７００℃に規
定したのは７００℃以上でに、急冷処理してより残留し
たβ相をα＋に相に分解させることができずにβ相が残
留して海水中での耐食性が低下し、腐食疲労強度が低下
するからである。又６６０℃以下では析出物の析出成長
に長時間を要し実用的でないためと耐食性の向上が望め
ないからである。
６６０〜７００℃での保持時間を２０時間以上と規定し
たのは急冷時に残留したβ相を完全にα＋に相に分解さ
せて耐食性全向上させ、高い腐食疲労強度？得るために
最低必要な時間である。
たのは急冷時に残留したβ相を完全にα＋に相に分解さ
せて耐食性全向上させ、高い腐食疲労強度？得るために
最低必要な時間である。
最長時間は制限にないが、工業上２００時間以上は実用
価値がない。溶湯を注湯する鋳型としては砂型、無機お
よび有機系硬化鋳型、金型。
価値がない。溶湯を注湯する鋳型としては砂型、無機お
よび有機系硬化鋳型、金型。
鋼粒鋳型等鋳物用に使用されるものが使用できる。
本発明材の実施例を第２表に示すが供試材Ｎｏ １ 、
Ｎｏ ２．Ｎｏ ５およびＮｏ ４−の合金は本発明材
で、供試材ＮＱ５およびＮｏ６は比較のための従来材で
ある。供試材Ｎｏｌは凝固後、水冷したものでＮｏ２材
は油冷、 Ｎｏ Ｓ材は水噴霧冷、ＮＯＪ材は空冷処理
材である。
Ｎｏ ２．Ｎｏ ５およびＮｏ ４−の合金は本発明材
で、供試材ＮＱ５およびＮｏ６は比較のための従来材で
ある。供試材Ｎｏｌは凝固後、水冷したものでＮｏ２材
は油冷、 Ｎｏ Ｓ材は水噴霧冷、ＮＯＪ材は空冷処理
材である。
Ｎｏ １〜Ｎｏ Ｊ材は急冷処理後６６０〜７００’Ｃ
で２０時間以上保持したものである。
で２０時間以上保持したものである。
Ｎｏ５およ“びＮＯ６材は従来の製作法で砂型内冷却し
たもので、参考迄に示すと６６０〜７００℃間の保持時
間はそれぞれ１０分および３３時間である。Ｎｏｉ〜Ｎ
Ｏ４材の引張強さは６９ゆ／−以上が得られ、海水中の
疲労強度は繰返数２×１０７回で２ ｏ ｋｇ／ｍ”以
上が確保されておジ、従来材の引張強さ５Ｑ、５〜６５
．８ゆ／−１腐食疲労強度１２〜１８ゆ／−と比較して
著しく優れている。
たもので、参考迄に示すと６６０〜７００℃間の保持時
間はそれぞれ１０分および３３時間である。Ｎｏｉ〜Ｎ
Ｏ４材の引張強さは６９ゆ／−以上が得られ、海水中の
疲労強度は繰返数２×１０７回で２ ｏ ｋｇ／ｍ”以
上が確保されておジ、従来材の引張強さ５Ｑ、５〜６５
．８ゆ／−１腐食疲労強度１２〜１８ゆ／−と比較して
著しく優れている。
なお腐食疲労強度試験はウエラ一式回転曲げ腐食疲労強
度試験根音使用し、繰返し速度５．６００ ｒｐｍ、試
験片直径６節、天然海水中、および室温の試験条件で実
施した。
度試験根音使用し、繰返し速度５．６００ ｒｐｍ、試
験片直径６節、天然海水中、および室温の試験条件で実
施した。
本発明材で高い海水中腐食疲労強さが得られたのは次の
ような本発明の特徴による。
ような本発明の特徴による。
（１） 化学成分範囲全限定し、耐食性と機械的性質
の優れた範囲の化学成分にしたこと。
の優れた範囲の化学成分にしたこと。
（２） 凝固後、７’ｃＮちに急冷するため、従来の
鋳物では得られない健全な鋳物が得られる共に結晶粒が
微細化されたこと。
鋳物では得られない健全な鋳物が得られる共に結晶粒が
微細化されたこと。
（３）急冷することにより、従来の＠物にみられた析出
物の粗大成長全防止したこと。
物の粗大成長全防止したこと。
（４）急冷後６６０〜７００℃の温度範囲に２０時間以
上保持して析出物全均一に微細に析出成長させると共に
含有元累全十分に拡散させ安定状態にしたこと。
上保持して析出物全均一に微細に析出成長させると共に
含有元累全十分に拡散させ安定状態にしたこと。
上述したように、本発明材は海水中の高い腐食疲労強度
を有するだけでなく健全な鋳物が得られる等の特長を有
している。
を有するだけでなく健全な鋳物が得られる等の特長を有
している。
従って、本発明材を舶用推進器、舶用インペラ等海水中
で腐食疲労強度を必要とする機器材料に使用すれば、従
来材より腐食疲労強度が高いので、これらの機器の小型
軽蓋化が可能となり、船舶の推進効率の向上をもたらし
、燃料油の低減による運航費の節減に大きく寄与できる
。
で腐食疲労強度を必要とする機器材料に使用すれば、従
来材より腐食疲労強度が高いので、これらの機器の小型
軽蓋化が可能となり、船舶の推進効率の向上をもたらし
、燃料油の低減による運航費の節減に大きく寄与できる
。
又従来の如く熱処理の次めに再加熱を必要としないので
、高温加熱による鋳物の酸化や変形がなく、製造コスト
も低減できる。
、高温加熱による鋳物の酸化や変形がなく、製造コスト
も低減できる。
第 １ 表
第 ２ 表
手続補正書
昭和５９年 ８月 ４日
Claims (1)
- アルミニウム９〜１１％、ニッケル４〜８％、鉄４〜８
％、マンガン４％以下および通常の不純物を含み残部銅
よりなる合金溶湯を鋳型に注湯し、凝固後、たゞちに急
冷処理を実施し、続いて６６０〜７００℃の温度範囲で
２０時間以上保持することを特徴とする腐食疲労強度の
高い銅合金鋳物の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59140565A JPH0621329B2 (ja) | 1984-07-09 | 1984-07-09 | 銅合金鋳物の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59140565A JPH0621329B2 (ja) | 1984-07-09 | 1984-07-09 | 銅合金鋳物の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6123754A true JPS6123754A (ja) | 1986-02-01 |
| JPH0621329B2 JPH0621329B2 (ja) | 1994-03-23 |
Family
ID=15271637
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59140565A Expired - Lifetime JPH0621329B2 (ja) | 1984-07-09 | 1984-07-09 | 銅合金鋳物の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0621329B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010229504A (ja) * | 2009-03-27 | 2010-10-14 | Yamato Hatsudoki Kk | アルミニウム青銅製競艇用プロペラ |
| CN118996298A (zh) * | 2024-08-15 | 2024-11-22 | 贵溪骏达特种铜材有限公司 | 一种实现铝青铜合金超高强度的热处理方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104862522B (zh) * | 2015-04-24 | 2016-11-23 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 一种镍铝青铜合金及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50387A (ja) * | 1973-03-07 | 1975-01-06 |
-
1984
- 1984-07-09 JP JP59140565A patent/JPH0621329B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50387A (ja) * | 1973-03-07 | 1975-01-06 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN118996298A (zh) * | 2024-08-15 | 2024-11-22 | 贵溪骏达特种铜材有限公司 | 一种实现铝青铜合金超高强度的热处理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0621329B2 (ja) | 1994-03-23 |
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