(57)【要約】【課題】鋳造性および加工性に優れるとともに機械的特性にも優れる新規のアルミニウム合金を提供することを目的とする。【解決手段】本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下のＳｉと、０．４５質量％以上０．８質量％以下のＭｇと、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のＣｒと、を含み残部がＡｌと不可避不純物とからなる。珪素を含むアルミニウム合金に、延性への悪影響がない範囲でＭｇを適量含有させて強度を高めることに加えて、ＭｇとともにＣｒを含有させることで、アルミニウム合金の強度が大きく向上する。また、Ｍｇは、高強度化だけでなく共晶Ｓｉの微細化に寄与する。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする鋳造性および加工性に優れた高強度アルミニウム合金。
【請求項２】
さらに、０．０５質量％以上０．３質量％以下のチタン（Ｔｉ）を含む請求項１記載の高強度アルミニウム合金。
【請求項３】
銅（Ｃｕ）を含まない請求項１または２記載の高強度アルミニウム合金。
【請求項４】
さらに、０．００３質量％以上０．０５質量％以下のストロンチウム（Ｓｒ）、０．００１質量％以上０．０３質量％以下のナトリウム（Ｎａ）および０．０５質量％以上０．１５質量％以下のアンチモン（Ｓｂ）のうちの一種以上を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
【請求項５】
共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下である金属組織を有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
【請求項６】
全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
を含むことを特徴とする高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項７】
前記凝固工程は、１℃／秒以上の冷却速度で行う工程である請求項６記載の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項８】
さらに、前記凝固工程後のアルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程を含む請求項５または６記載の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【請求項９】
全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る凝固工程と、
前記アルミニウム合金鋳物に冷間加工および／または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る加工工程と、
を含むことを特徴とする高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項１０】
前記加工工程は、前記アルミニウム合金鋳物に累積減面積が３０％以上の加工度で加工を行う工程である請求項９記載の高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項１１】
前記凝固工程は、１℃／秒以上の冷却速度で行う工程である請求項９または１０記載の高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項１２】
さらに、前記加工工程後のアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程を含む請求項９〜１１のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳造性および加工性に優れるとともに高い機械的特性をもつアルミニウム合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
たとえば、自動車の軽量化を目的として、ホイール、サスペンションアーム等に、強度および靭性に優れ、耐食性も良好な６０６１合金アルミニウム鍛造品が採用されている。しかし、６０６１合金は鋳造性に劣ることから、複雑形状のニアネットシェイプ素材を得ることが難しく、押し出し材を素材として用いることが多い。そのため、複雑形状の部材を作製するには、製造コストが高くなりがちである。そこで、ＡＣ４Ｃ合金、ＡＣ４ＣＨ合金などの鋳造用アルミニウム合金が使用されることがある。これらの鋳造用アルミニウム合金の鋳造性を活かして、ネットシェイプの鋳物を鋳造する、あるいはニアネットシェイプ素材を作製してからさらに鍛造により最終形状を付与することで、複雑形状の製品の製造であっても製造コストを低廉にできる。しかし、鋳造用アルミニウム合金を使用すると、６０６１合金よりも加工性に劣るという問題がある。
【０００３】
上記のような問題に対して、特許文献１には、熱間鍛造性を改善したＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｆｅ系合金が開示されている。また、特許文献２には、機械的特性に対して改善を図ったＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｔｉ−Ｂ系合金が開示されている。
【特許文献１】特開平９−１２５１８１号公報
【特許文献２】特開平７−１０９５３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ところで、鋳造性に優れるＡｌ−Ｓｉ系合金では、脆弱なＳｉが晶出することから機械的特性、特に延性が課題となる。Ａｌ−Ｓｉ系合金に対して延性の改善が求められる場合は、共晶Ｓｉを微細に晶出させる必要がある。そのため、改良元素としてＳｒ、Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａを単独あるいは複合的に添加して共晶Ｓｉの微細化を図ることが多い。しかし、これらの改良元素は、微量添加で効果を発揮するものの、ガスの吸収、耐火材との反応、といったそれぞれの元素に特有の問題がある。また、添加後の時間経過により、改良元素が消耗して処理能力が低下するため、成分管理に苦慮することが多い。上記の各特許文献においても共晶Ｓｉの微細化を目的として改良元素を添加しているが、上記改良元素以外の元素により、共晶Ｓｉが安定に微細化されることが望ましい。
【０００５】
また、Ａｌ−Ｓｉ系合金において６０６１合金に匹敵する機械的強度、特に耐力を得るために、Ｍｇ等の溶質元素の添加が行われている。しかし、Ａｌ−Ｓｉ系合金の高強度化は、Ｓｉ量、Ｍｇ量の調整だけでは十分ではないため、Ｃｕを併用することで強度が高められてきた。しかしながら、Ｃｕの添加は、Ｃｕ化合物の析出や晶出により耐食性の低下が懸念される。特に、鋳造品の場合には、偏析が生じて耐食性を損なう恐れが高い。上記の各特許文献においても強度向上を目的としてＣｕを添加しているが、耐食性を考慮すると、Ｃｕを使用することなく高強度化を図ることが望まれる。
【０００６】
本発明は、上記問題点に鑑み、鋳造性および加工性に優れるとともに機械的特性にも優れる新規のアルミニウム合金を提供することを目的とする。また、本発明のアルミニウム合金からなり機械的特性に優れた鋳物の製造方法およびその鋳物を加工して得られる機械的特性に優れたアルミニウム合金部材の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、珪素を含むアルミニウム合金に、延性への悪影響がない範囲でマグネシウムを適量含有させて強度を高めることに加えて、マグネシウムとともにクロムを含有させることで、Ｃｕの添加無しでも、アルミニウム合金の強度が大きく向上することを新たに見出した。また、マグネシウムは、高強度化だけでなく共晶Ｓｉの微細化に寄与することを見出した。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００９】
上記組成をもつ本発明の高強度アルミニウム合金は鋳造性に優れるため、複雑形状であってもネットあるいはニアネットでの鋳造が可能である。したがって、本発明の高強度アルミニウム合金は、複雑形状の鋳物あるいは加工用素材として好適である。なお、本明細書において、アルミニウム合金鋳物とは、ネットシェイプの鋳物だけでなくニアネットシェイプの加工用素材も含む。
【００１０】
また、本発明の高強度アルミニウム合金は、Ｍｇを含む。適量含まれるＭｇは共晶Ｓｉの微細化に寄与するため、Ｓｒ等の上記改良元素に頼ることなく共晶Ｓｉの微細化効果が得られる。共晶Ｓｉが微細化することで、本発明の高強度アルミニウム合金からなるアルミニウム合金鋳物は、高い延性を示すとともに、加工用素材として用いる場合には加工性に優れる。
【００１１】
さらに、本発明の高強度アルミニウム合金は、Ｍｇを適量含有するとともにＣｒを含むことで高強度化が図られる。そのため、本発明の高強度アルミニウム合金は、Ｃｕを含有しなくとも強度が向上され、耐食性にも優れる利点がある。
【００１２】
また、本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、
全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
を含むことを特徴とする。本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、さらに、前記アルミニウム合金鋳物に冷間加工および／または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る加工工程を含むことを特徴とする。
【００１３】
本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法によれば、鋳造性および加工性に優れるとともに機械的特性にも優れるアルミニウム合金鋳物およびアルミニウム合金部材が得られる。さらに、このアルミニウム合金鋳物またはアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施すことで、共晶Ｓｉの球状化が促進されて高延性を発現するとともに、ＭｇがＭｇ２Ｓｉとして析出し、引張強さ、耐力等の機械的強度が向上する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下に、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法を実施するための最良の形態を説明する。
【００１５】
［高強度アルミニウム合金］
［組成］
本発明の高強度アルミニウム合金は、鋳造性および加工性に優れたアルミニウム合金であって、全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる。
【００１６】
Ｓｉは、高強度アルミニウム合金全体を１００質量％としたときに３．５質量％以上７．５質量％以下含まれる。Ｓｉ含有量がこの範囲にないと、鋳造性が悪くなる。Ｓｉが３．５質量％未満では、鋳造の際の引け量が多くなり鋳物内部に鋳造欠陥が発生しやすくなったり、鋳造割れ等の欠陥が発生しやすくなったりする。好ましいＳｉ含有量は４．５質量％以上、さらには５．５質量％以上である。一方、Ｓｉが７．５質量％を超えると、鋳物の最終凝固部に引け欠陥が集中しやすい。また、Ｓｉ量が多すぎると、脆弱なＳｉ粒子の晶出量が増加し、延性および機械的強度が低下する。好ましいＳｉ含有量は７質量％以下、さらには６．５質量％以下である。
【００１７】
Ｍｇは、高強度アルミニウム合金全体を１００質量％としたときに０．４５質量％以上０．８質量％以下含まれる。Ｍｇは、共晶Ｓｉの微細化に寄与する。この理由は必ずしも明らかではないが、Ｍｇの存在により、ＡｌとＳｉとの間の界面エネルギーが変化し、Ｓｉの成長界面でＭｇの濃化が生じることで、Ｓｉの成長が抑制されたと考えられる。また、Ｍｇは、後に説明する熱処理工程においてＭｇ２Ｓｉとして析出し、引張強さ、耐力などの機械的強度を向上させる。すなわち、α−Ａｌの基地相（組織については後述）を強化するためにも、適量のＭｇを含有することが重要である。Ｍｇが０．４５質量％未満では、共晶Ｓｉの微細化効果が十分に得られない。また、基地相に十分な強度が得られない。好ましいＭｇ含有量は０．５質量％以上、さらには０．５５質量％以上である。一方、Ｍｇ量が多すぎると、熱処理してもＭｇ化合物が固溶せずに残ってしまうことで、延性および靭性が低下する。好ましいＭｇ含有量は０．７質量％以下、さらには０．６５質量％以下である。
【００１８】
Ｃｒは、高強度アルミニウム合金全体を１００質量％としたときに０．０５質量％以上０．３５質量％以下含まれる。Ｃｒは、α−Ａｌの基地相に固溶あるいはＣｒ系化合物として析出して基地相を強化し、引張強さ、耐力などの機械的強度を向上させる。また、アルミニウム合金の高強度化は、主にＭｇ２Ｓｉ相の析出によると考えられるが、Ｃｒ系化合物の析出による相乗効果、あるいはＣｒの存在によりＭｇ２Ｓｉ相の析出状態に影響が及んだと考えられる。特に、高強度アルミニウム合金を加工用素材として用いる場合には、Ｃｒは、加工工程における再結晶防止にも有効な元素である。Ｃｒが０．０５質量％未満では、α−Ａｌの基地相に十分な強度が得られない。好ましいＣｒ含有量は０．１質量％以上、さらには０．１２質量％以上である。一方、Ｃｒが０．３５質量％を超えると、粗大なＣｒ化合物が晶出して延性および靭性が低下しやすい。好ましいＣｒ含有量は０．２５質量％以下、さらには０．２質量％以下である。
【００１９】
本発明のアルミニウム合金は、必要に応じて、本発明の作用および効果を阻害しない範囲で各種特性向上元素を添加することができる。具体的には、チタン（Ｔｉ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、ナトリウム（Ｎａ）、アンチモン（Ｓｂ）、鉄（Ｆｅ）が挙げられる。
【００２０】
Ｔｉは、高強度アルミニウム合金全体を１００質量％としたときに０．０５質量％以上０．３質量％以下含まれるのが好ましい。Ｔｉは、結晶粒を微細化させるとともに、α−Ａｌの基地相を固溶強化あるいは析出強化させる。Ｔｉが０．０５質量％以上であれば、結晶粒が十分に微細化され、合金中に晶出物が等方的に分布しやすくなる。鋳型からの指向性が強い場合には柱状晶が発達しやすいため、鋳物を加工用素材として用いる際の加工性の点からもＴｉを添加するとよい。また、Ｔｉが０．０５質量％以上であれば、シュリンケージ等が合金中に細かく分散されるため、機械的特性が向上する。さらに好ましいＴｉ含有量は０．１質量％以上である。一方、Ｔｉが多すぎると、金属組織に粗大なＴｉ化合物が晶出し、機械的特性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．３質量％以下が好ましく、さらに好ましくは０．２５質量％以下、０．２質量％以下である。
【００２１】
Ｓｒ、ＮａおよびＳｂは、共晶Ｓｉを微細化させる。本発明の高強度アルミニウム合金では、Ｍｇにより共晶Ｓｉを微細化しているが、これらの元素を一種以上含有させるとより微細化が促進され、機械的特性がさらに改善される。特に、本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物を加工用素材として用いる場合には、良好な加工性を示す。本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、０．００３質量％以上０．０５質量％以下のＳｒ、０．００１質量％以上０．０３質量％以下のＮａおよび０．０５質量％以上０．１５質量％以下のＳｂのうちの一種以上を含むのが好ましい。Ｓｒが過多であると微細な共晶Ｓｉと粗い共晶Ｓｉとが混在するようになり、Ｓｒ化合物の晶出も生じやすくなる。また、ガス吸収も著しくなり、鋳巣の発生を助長して延性の低下を招くおそれがある。そのため、さらに好ましいＳｒの含有量は、０．０１質量％以下である。Ｎａが過多であると微細な共晶Ｓｉと粗い共晶Ｓｉとが混在するようになり、延性が低下するおそれがある。そのため、さらに好ましいＮａ含有量は、０．０１質量％以下である。また、Ｓｂが過多であると粗い共晶Ｓｉが混在するとともにＳｂ化合物が晶出して、延性を低下させるおそれがある。そのため、さらに好ましいＳｂ含有量は、０．１２質量％以下である。
【００２２】
Ｆｅは、原料から混入することがある不可避不純物である。そのため、Ｆｅの含有量は、高強度アルミニウム合金を１００質量％としたときに、０．３質量％以下さらには０．２質量％以下に抑えるのが好ましい。Ｆｅが０．３質量％を超えると、Ｆｅ化合物の晶出量が増加して延性を低下させるため好ましくない。
【００２３】
本発明の高強度アルミニウム合金は、既に述べたように、耐食性を低下させる銅（Ｃｕ）を実質的に含有することなく機械的強度を向上させられる。Ｃｕの含有量をあえて規定するのであれば０．０１質量％未満であって、耐食性の観点から含有しないほうがよい。
【００２４】
また、マンガン（Ｍｎ）は、アルミニウム合金の再結晶を防止するために一般的に用いられる。しかし、本発明の高強度アルミニウム合金はＣｒを含むため、Ｍｎを含有する必要はない。Ｍｎは、α−Ａｌ基地相へのＳｉの固溶量を低下させるため、むしろ含有しないほうがよい。また、ホウ素（Ｂ）は、Ｔｉとの併用で、金属組織の微細化に寄与する添加元素として一般的に用いられる。しかし、Ｂは、ＴｉＢ化合物を形成して切削性を低下させるため、むしろ含有しないほうがよい。
【００２５】
［組織］
本発明の高強度アルミニウム合金は、α−Ａｌの基地相と、基地相を囲繞すべくネットワーク状に晶出した微細な共晶Ｓｉを含む晶出相と、からなる金属組織を有する。晶出相は、共晶Ｓｉの他、Ｆｅ化合物などが晶出してなる。また、基地相は、固溶した合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉなど）の他、析出した化合物粒子（たとえばＭｇ化合物、Ｃｒ化合物の析出粒子など）を含む。晶出相に含まれる共晶Ｓｉは、平均粒径が５μｍ以下が好ましく、さらには４μｍ以下、３．５μｍ以下であるのが好ましい。なお、共晶Ｓｉの平均粒径は、光学顕微鏡などによる組織観察から得られる顕微鏡像を画像解析することで、複数の共晶Ｓｉの最大長さ（最大径）を測定して得た値の算術平均値とする。
【００２６】
［高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法］
以下に、上記本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物の製造方法を説明する。本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、主として、注湯工程と凝固工程とを含む。
【００２７】
注湯工程は、全体を１００質量％としたときに、３．５質量％以上７．５質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．４５質量％以上０．８質量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．０５質量％以上０．３５質量％以下のクロム（Ｃｒ）と、を含み残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する工程である。本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでもよい。また、鋳造に使用される鋳型も砂型、金型等を問わない。
【００２８】
凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程である。鋳型の材質、鋳型の肉厚、鋳物の寸法（あるいは鋳型のキャビティの寸法）、冷却方法などを適宜選択して冷却速度（凝固速度）を速くすることで、共晶Ｓｉを微細化させることができる。たとえば、１℃／秒以上さらには５℃／秒以上の冷却速度とすることで、共晶Ｓｉの平均粒径は小さくなる。
【００２９】
さらに、前記凝固工程後のアルミニウム合金に溶体化熱処理および／または時効熱処理を施す熱処理工程を含むのが望ましい。熱処理工程により、共晶Ｓｉの球状化が促進され、凝固工程後のアルミニウム合金の延性を高めることができる。
【００３０】
ここで溶体化熱処理は、アルミニウム合金を高温で保持した後に急冷し、過飽和固溶体を形成する熱処理である。時効熱処理は、アルミニウム合金を比較的低温で加熱保持して過飽和に固溶した元素を析出させて、適度な硬さを付与するための熱処理である。これらの熱処理によって、微細な析出物が均一に分散し、共晶Ｓｉは球状に変化して、強度、延性および靭性が高度にバランスしたアルミニウム合金が得られる。これらの熱処理条件は、鋳物の組成、要求される特性などに応じて選択すればよい。たとえば、溶体化熱処理は、４５０℃〜５５０℃で０．５〜１０時間の加熱保持後、急冷すればよい。加熱温度を４９０℃〜５３５℃、保持時間を０．５〜３時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。また、時効熱処理は、たとえば、１４０℃〜２５０℃で１〜２０時間保持すればよい。加熱温度を１６０〜２００℃、保持時間を１〜５時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。
【００３１】
［高強度アルミニウム合金部材の製造方法］
上記の手順により得られる高強度アルミニウム鋳物を加工工程に供することで、高強度アルミニウム合金部材が得られる。すなわち、本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、主として、上記注湯工程と上記凝固工程と加工工程とを含む。注湯工程および凝固工程は、既に述べた通りである。
【００３２】
加工工程は、凝固工程後のアルミニウム合金鋳物に冷間加工および／または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る工程である。冷間加工および／または熱間加工の加工方法に特に限定はないが、たとえば、鍛造（鍛伸、スエージング等）、圧延、スピニング等で行うことができる。加工回数は一回でも二回以上繰り返して行ってもよく、冷間加工または熱間加工をそれぞれ単独で行ってもよいし、熱間加工後に冷間加工してもよい。
【００３３】
加工工程は、アルミニウム合金鋳物に累積減面積が３０％以上さらには５０％以上の加工度で加工を行う工程であるのが望ましい。加工を二回以上行う場合には、全段階の加工後の累積減面積が３０％以上さらには５０％以上であればよい。加工度を高めることにより、鋳造組織が破壊され、共晶Ｓｉがより微細となって金属組織中に均一に分散される。その結果、高い延性を示す高強度アルミニウム合金部材が得られる。
【００３４】
また、本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、加工工程後のアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程を含むとよい。熱処理工程は、既に述べた通りである。
【００３５】
なお、必要に応じて加工工程の前の高強度アルミニウム合金鋳物に均質化処理を施してもよい。均質化処理は、未固溶の晶出相の固溶および晶出相の球状化を行うための処理であり、その後の加工工程での加工性が向上する。均質化処理としては、たとえば、４５０℃〜５５０℃で０．５〜１０時間加熱保持すればよい。加熱後の冷却は、特に限定するものではない。加熱温度を４９０℃〜５３５℃、保持時間を０．５〜３時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。
【００３６】
［用途］
本発明の高強度アルミニウム合金は、強度、耐食性が同時に要求される鋳造品、鍛造品、あるいはそれらの原料（インゴットなど）として好適に用いられる。たとえば、車両の足回り用部材がある。足回り部材としては、アッパーアーム、ロアアーム、ナックル、アクスルキャリア、ディスクホイール、クロスメンバなどが挙げられる。これらの部材に本発明の高強度アルミニウム合金を適用すると、軽量効果が大きく、性能向上も図れる。
【００３７】
以上、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。
【実施例】
【００３８】
以下に、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
【００３９】
［試験例１］
表１に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料１−１〜１−９を作製し、機械的特性を評価した。
【００４０】
（注湯工程および凝固工程）
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が８０ｍｍ×７０ｍｍ×１５ｍｍの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
【００４１】
（熱処理工程）
得られた各鋳物に対して調質記号でＴ６で表される熱処理を行った。Ｔ６の熱処理は、５３５℃で１時間の溶体化処理を行い、溶体化処理後５０℃の温水中に焼き入れ、その後、時効熱処理を１７０℃で３時間行い、試料１−１〜１−９の鋳物を得た。
【００４２】
＜評価＞
試料１−１〜１−９の引張強度、耐力および延性の評価を行った。上記の手順により得られた鋳物の肉厚中心部から、厚さ３ｍｍの平板引張試験片を採取した。引張試験は、株式会社島津製作所製オートグラフを用いて、クロスヘッド速度０．３ｍｍ／分で行った。また、０．２％耐力は、ビデオ伸び計の変位と荷重から算出した応力−歪み曲線より求めた。なお、引張試験は、室温で行った。結果を表２に示す。
【００４３】
【表１】
2010018875.tif 000003
【００４４】
【表２】
2010018875.tif 000004
【００４５】
表１および表２より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲（Ｓｉ：３．５〜７．５％、Ｍｇ：０．４５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜０．３５％）にある試料１−１〜１−５は、引張強度が３２０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２８０ＭＰａ以上かつ伸びが８．０％以上であり、高強度と高延性とが両立した高強度アルミニウム合金鋳物であった。
【００４６】
一方、試料１−６〜１−９では、機械的強度と延性とを両立することが困難であった。すなわち、Ｓｉが過剰な試料１−６では、試料１−１〜１−５に比べて伸びが大きく低下した。また、Ｍｇが過剰な試料１−７においても、試料１−１〜１−５に比べて伸びが低下した。また、Ｃｒを実質的に含まない試料１−８では、伸びは十分であっても機械的強度（引張強度および耐力）が不足した。なお、試料１−９は、ＪＩＳに規定されるＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系の鋳造用合金（ＡＣ４ＣＨ）である。試料１−９は、試料１−１〜１−５に比べて機械的強度および延性が共に十分ではなかった。
【００４７】
また、試料１−１〜１−５は得られた鋳物に欠陥はほとんど見られず鋳造性が高かったが、Ｓｉ含有量が３．５質量％の試料１−１は、Ｓｉ含有量が５．６質量％以上の試料１−２〜１−５よりも鋳造性が劣った。
【００４８】
［試験例２］
表３に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料２−１〜２−４を作製し、機械的特性を評価した。
【００４９】
（注湯工程および凝固工程）
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が８０ｍｍ×７０ｍｍ×１５ｍｍの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
【００５０】
（加工工程）
得られた鋳物から７０ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍの板状素材を切り出し、表面を＃６００まで湿式研磨した。その後、板状素材を熱間圧延した。圧延は、電気炉にて３８０℃で３０分保持して加熱した板状素材を、室温のロール間を通過させて行った。圧延は、１つの板状素材に対して合計で７パス行い、アルミニウム合金部材を得た。７パスの圧延の後の最終圧下率は、６５％程度となるように調節した。
【００５１】
（熱処理工程）
得られた部材に対して、試験例１と同様のＴ６の熱処理を行い、試料２−１〜２−４を得た。
【００５２】
＜評価＞
試料２−１〜２−４の引張強度、耐力、延性および硬さの評価を行った。引張強度、耐力および伸びは、試験例１と同様な方法により測定した。硬さは、ビッカース硬度計を用い、荷重５ｋｇを試料の肉厚中心部に対して２５秒間負荷して行った。結果を表４に示す。なお、表４には、参考に、「アルミニウムハンドブック」から引用した鍛造用合金６０６１（ＪＩＳ）の引張強度、耐力、延性および硬さを示す。
【００５３】
【表３】
2010018875.tif 000005
【００５４】
【表４】
2010018875.tif 000006
【００５５】
表３および表４より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料２−１および２−２は、引張強度が３６０ＭＰａ以上、０．２％耐力が３１０ＭＰａ以上かつ伸びが１４％以上であり、強度と延性とが高いレベルにバランスした高強度アルミニウム合金部材であった。また、約６５％以上の累積面積率となるように加工したことで、引張強度、耐力および延性のいずれも、試験例１の鋳物（すなわち加工無し）に比べて向上した。
【００５６】
一方、Ｍｇが過剰な試料２−３は、引張強度、耐力および硬さは高い値を示した。しかし、試料２−３では高い加工度で加工を行ったにもかかわらず、その伸びは６０６１合金よりも低い値を示し、大きな延性の向上は見られなかった。また、試料２−４は、試料１−９と同じくＡＣ４ＣＨの組成をもち、延性に優れるが、引張強度および耐力が６０６１合金よりも低い値を示した。
【００５７】
［試験例３］
試験例１と同様の手順により、表５に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料３−１〜３−５を作製し、Ｃｒ含有量に対する鋳物の硬さを評価した。
【００５８】
＜評価＞
試験例２と同様な方法により、試料３−１〜３−５の硬さを測定した。なお、硬さは、得られた鋳物の肉厚中心部に対して測定した。結果を表５に示す。
【００５９】
【表５】
2010018875.tif 000007
【００６０】
表５より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料３−２〜３−４は、ＨＶ１２０以上であった。一方、Ｃｒを実質的に含まない試料３−１では、硬さが十分ではなかった。また、Ｃｒを過剰に含む試料３−５では、硬さは高い値を示すものの、光学顕微鏡により金属組織を観察すると、粗大なＣｒ化合物が観察された（図示せず）。そのため、試料３−５は、延性および靭性が低いと考えられる。
【００６１】
［試験例４］
試験例１と同様の手順により、表６に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料４−１〜４−４を作製し、Ｍｇ含有量に対する共晶Ｓｉの平均粒径を評価した。
【００６２】
＜評価＞
各鋳物の肉厚中心部の断面の金属組織を光学顕微鏡により観察することにより共晶Ｓｉの平均粒径を求めた。金属組織は、光学顕微鏡により倍率２００倍（６００μｍ×４８０μｍ）および４００倍（３００μｍ×２４０μｍ）で数視野撮影した。その一例を図１に示す。共晶Ｓｉの粒径は、図１のような図面代用写真から、画像解析ソフト「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」を用いて測定した。視野内の共晶Ｓｉの粒子の最大長さ（最大径）を測定し、算術平均値を求めることで平均粒径を算出した。結果を表６に示す。
【００６３】
【表６】
2010018875.tif 000008
【００６４】
表６より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料４−２および４−３は、共晶Ｓｉの平均粒径が３μｍ程度で微細であった。一方、Ｍｇ含有量が少ない試料４−１は、共晶Ｓｉの平均粒径が６μｍで大きかった。また、Ｍｇを過剰に含有する試料４−４では、共晶Ｓｉの平均粒径が２．５μｍで非常に微細であるが、熱処理しても固溶しなかったＭｇ化合物が金属組織中に残存することが組織観察により確認された。そのため、試料１−７（表２）のように、試料４−４の延性は低下すると考えられる。
【００６５】
［試験例５］
表７に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料５−１〜５−８を作製し、冷却速度に対する共晶Ｓｉの平均粒径を評価した。
【００６６】
（注湯工程および凝固工程）
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が８０ｍｍ×７０ｍｍ×肉厚Ｔｍｍの鋳型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。なお、鋳型として、肉厚Ｔを１５ｍｍ、２２ｍｍまたは４４ｍｍに変えた銅製金型あるいは珪砂シェル型を用いることで、冷却速度を変えて鋳造した。各試料の冷却速度（鋳物中央部での実測値）を表７に示す。
【００６７】
（熱処理工程）
試験例１と同様に、Ｔ６の熱処理を行い、試料５−１〜５−８の鋳物を得た。
【００６８】
＜評価＞
各鋳物の肉厚中心部の断面の金属組織を光学顕微鏡により観察することにより共晶Ｓｉの平均粒径を求めた。共晶Ｓｉの平均粒径は、試験例４と同様の手順で求めた。結果を表７に示す。
【００６９】
【表７】
2010018875.tif 000009
【００７０】
表７より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料５−１〜５−４は、共晶Ｓｉの平均粒径が９μｍ未満であった。なかでも、冷却速度を１℃／秒以上とした試料の共晶Ｓｉの平均粒径は５μｍを超えることはなく、５℃／秒以上とした試料では３μｍ以下であった。一方、Ｍｇの含有量が少ない試料５−５〜５−８は、冷却速度が１℃／秒以上さらには５℃／秒以上であっても、共晶Ｓｉの平均粒径は５μｍを超えた。
【００７１】
［試験例６］
表８に示す組成のアルミニウム合金からなる試料６−１を作製し、圧延加工における圧下率に対する延性を評価した。
【００７２】
（注湯工程および凝固工程）
表８に示す合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が８０ｍｍ×７０ｍｍ×１５ｍｍの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
【００７３】
（加工工程）
得られた鋳物から７０ｍｍ×１５ｍｍ×１５ｍｍの板状素材を５個切り出し、表面を＃６００まで湿式研磨した。その後、板状素材を熱間圧延した。圧延は、電気炉にて３８０℃で３０分保持して加熱した板状素材を、室温のロール間を通過させて行った。圧延は、５個の板状素材に対して最終圧下率がそれぞれ、０％（加工せず）、２０％、３０％、４０％、６５％となるように調節して行った。
【００７４】
（熱処理工程）
試験例１と同様に、Ｔ６の熱処理を行った。
【００７５】
＜評価＞
試験例１と同様な方法により引張試験を行い、伸びを測定した。結果を図２に示す。
【００７６】
【表８】
2010018875.tif 000010
【００７７】
本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある鋳物（素材）を圧延により３０％以上に圧下することにより、延性は向上した。また、４０％以上の圧下率で加工した試料は、約１４％の伸びを示した。すなわち、３０％以上の累積減面積の加工により、本発明の高強度アルミニウム合金の延性は大きく向上し、累積減面積を４０％以上６５％以下とすると特に望ましいことがわかった。
【図面の簡単な説明】
【００７８】
【図１】試料４−３の金属組織を示す図面代用写真である。
【図２】本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物（素材）を熱間圧延したときの圧下率に対する延性の変化を示すグラフである。
【図２】
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【図１】
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