(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶融Ａｌめっき鋼板を用いて成型加工した部材を被鋳ぐるみ材として鋳型キャビティに配置し、Ａｌ合金溶湯を鋳込んで被鋳ぐるみ材と一体化させたＡｌ合金鋳ぐるみ製品であって、溶融Ａｌめっき層が１２質量％以下のＳｉを含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成をもち、Ａｌ合金と溶融Ａｌめっき鋼板の基材鋼板との接合界面において両者が直接的に接合していることを特徴とするＡｌ合金鋳ぐるみ製品。
【請求項２】
溶融Ａｌめっき鋼板がＮ：０．００２〜０．０２０質量％を含む鋼板を基材鋼板とし、基材鋼板と溶融Ａｌめっき層の界面にＮ：３．０原子％以上のＮ濃縮層が形成されていることを特徴とする請求項１に記載のＡｌ合金鋳ぐるみ製品。
【請求項３】
溶融Ａｌめっき鋼板を用いて成型加工した部材を被鋳ぐるみ材として鋳型キャビティに配置し、Ａｌ合金溶湯を鋳込んで被鋳ぐるみ材と一体化させるＡｌ合金鋳ぐるみ製品の製造方法において、Ａｌ合金溶湯鋳込み後に、Ａｌめっき層とＡｌ合金溶湯の双方が溶融状態になった以後、３００℃以下の温度まで冷却速度５℃／秒以上で冷却することを特徴とするＡｌ合金鋳ぐるみ製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ａｌ合金の優れた軽量性と鋼材の優れた機械強度を兼ね備えたＡｌ合金鋳ぐるみ製品、およびその製造方法に関するもので、鋼材とＡｌ合金とが高い接合強度で接合したものに関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ合金鋳物やＡｌ合金ダイカストは軽量であることから、自動車部品など軽量化が要求されるＦｅ系部材の代替材として適用が拡大している。しかし、Ａｌ合金は鉄鋼材料（以下、鋼材と称することがある）に比べて機械強度や硬さが劣ることから、Ａｌ合金単体では満足できない特性（例えば機械強度、硬さ、耐摩耗性など）を改善するために、Ａｌ合金を鋳造する際に、鋼材をＡｌ合金溶湯で「鋳ぐるむ」ことで部分的に複合強化することが行われる。しかし、鋼材をそのままＡｌ合金で鋳ぐるんだ場合には、一般にＡｌ合金と鋼材とは融合せず、溶湯の凝固収縮および熱収縮により機械的な接触となるだけであることから、両者の界面では十分な密着性が得られない。これを改善する方法として、あらかじめ鋼材に表面処理をほどこしてからＡｌ合金を鋳ぐるむ技術が知られている。
【０００３】
例えばアルフィン法として知られる方法は、鋼材部品を充分な時間、溶融Ａｌ浴に浸漬してから取り出し、付着したＡｌが溶融状態にあるうちにＡｌ合金溶湯で鋳ぐるむ方法である。すなわちこの方法は表面に酸化アルミニウム皮膜が浮いた状態で鋳ぐるむことで、酸化アルミニウム皮膜を破壊して良好な密着性を得ようとするものである。このため鋳造作業には時間的な制約があり、冷却速度が遅く表面が凝固するまでに時間を要する比較的厚い部品に限られる。
【０００４】
特許文献1にはＡｌ合金溶湯よりも低融点のＡｌ合金（Ａｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系）をあらかじめめっきし、Ａｌ合金で鋳ぐるむ技術が開示されている。この技術によれば、鋳込み時にＡｌ合金溶湯が低融点のＡｌ合金めっき層を溶かすので、Ａｌ合金めっき層の表層に生成している酸化アルミニウム皮膜が破れ、両者が融着するとされる。
【０００５】
これらの技術を使うと接合界面にはＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成し金属学的結合状態が達成される。しかし、Ａｌ合金と鋼材との界面に脆弱なＡｌ−Ｆｅ系合金層が厚く生成することで接合強度が著しく低下するという問題が発生する。
【０００６】
この問題点を解決するために、Ａｌ―Ｆｅ系合金層の厚みを薄く制御することで、接合強度を向上させる技術が開示されている。例えば、特許文献２には溶融Ａｌめっき条件（めっき浴温度、浸漬時間）を適正に管理することで、鋳ぐるみ後のＡｌ−Ｆｅ系合金層の厚みを１０μｍ未満にする技術が開示されている。特許文献３には溶融Ａｌめっき浴から取り出した後、不活性ガスまたは還元ガス雰囲気中で急冷することで、Ａｌ-Ｆｅ系合金層の成長とめっき層表面の酸化の進行を抑制し、Ａｌ合金と鋼材（鋳鉄材）との接合強度を向上させる技術が開示されている。特許文献４には、溶融Ａｌ系めっき以外のめっきとして、Ｃｒ、Ｎｉなどのめっきを施した後、Ａｌ合金で鋳ぐるむ技術が開示されている。この技術によればＡｌ−Ｆｅ系合金層の生成が遅れ、薄く緻密な合金層が生成するとされている。
【０００７】
これらの技術はいずれも鋼材を成型加工した後で表面処理を施し、鋳ぐるみを行うものである。したがって、鋳ぐるみ前の工程が複雑で、格別の設備、技術を要し、生産性が悪く、製造コストの上昇を招くといった問題点がある。また、Ｃｒ、Ｎｉなどのめっき工程では環境対策上、排水処理等の問題が生じるといったこともあげられる。また、これらの技術で得られる鋳ぐるみ製品の接合界面には、薄いながらもＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成しており、その接合強度は用途によってはかならずしも十分とはいえない。
【０００８】
【特許文献１】特開昭６３−１１５６６６号公報
【特許文献２】特開平９−１９２８１８号公報
【特許文献３】特開平１０−２６３７９３号公報
【特許文献４】特開２００３−１１３７８４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
このように、Ａｌ合金と鋼材との界面で高い接合強度をもったＡｌ合金鋳ぐるみ製品を生産性良く製造することは容易ではない。
本発明はこのような現状に鑑み、特殊な中間処理を施すことなく、生産性良く、高い接合強度をもったＡｌ合金鋳ぐるみ製品を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的は、めっき層が１２質量％以下のＳｉを含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなる組成の溶融Ａｌめっき鋼板を成型加工して被鋳ぐるみ材としたＡｌ合金鋳ぐるみ製品であって、Ａｌ合金と溶融Ａｌめっき鋼板の基材鋼板との接合界面において両者が直接的に接合していることを特徴とするＡｌ合金鋳ぐるみ製品によって達成される。
【００１１】
このような接合界面構造を形成するには、基材鋼板とＡｌめっき層との界面にＦｅ拡散防止層を形成し、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の成長を抑制することが有効である。それには本出願人が特許文献５にて開示したＮ濃縮層が有効である。Ｎ濃縮層によってＡｌ合金と溶融Ａｌめっき鋼板の基材鋼板との接合界面に生成する脆弱なＡｌ−Ｆｅ系合金層の成長が抑制され、高い接合強度が得られる。
【００１２】
このような鋳ぐるみ製品は、溶融Ａｌめっき鋼板を用いて成型加工した部材を被鋳ぐるみ材として鋳型キャビティに配置し、Ａｌ合金溶湯を鋳込み、Ａｌめっき層とＡｌ合金溶湯の双方が溶融状態になった以後、３００℃以下の温度まで冷却速度５℃／秒以上で冷却することによって得られる。
【００１３】
【特許文献５】特開平９−２２８０１８号公報
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、Ａｌ合金と鋼材との界面で高い接合強度をもったＡｌ合金鋳ぐるみ製品を生産性良く製造することができる。この製品はＡｌ合金と鋼材の長所を活かして、軽量化と機械強度が求められる車両用部材、例えば、サスペンションアーム、ナックル、ブレーキディスクローター、インテークマニホールド、エンジンマウント、オルタネーターブラケットなどに適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明では溶融Ａｌめっき鋼板を用いて成型加工した部材を被鋳ぐるみ材として用いる。加工形状は特に制限されるものではなく、目的とする鋳ぐるみ製品の形状に応じて、例えば、シート形状や鋼管形状を用いることができる。
【００１６】
〔基材鋼板〕
めっき原板となる基材鋼板としては、従来一般的にＡｌ系めっき鋼板の基材として使用されている各種鋼板、すなわち低炭素鋼、中炭素鋼、低合金鋼、ステンレス鋼等が適用可能である。なかでも、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の生成を抑制するＮを０．００２〜０．０２０質量％添加した鋼板が好ましい。Ｎを０．００２〜０．０２０質量％を含む鋼板をめっき原板として溶融Ａｌめっきを行った後、特定条件下で加熱処理すると溶融めっき時に生成した合金層と下地鋼の界面にＮ濃縮層が生成する。この濃縮層のＮ含有量が３．０原子％以上になるとＡｌ−Ｆｅの相互拡散が著しく抑制され、被鋳ぐるみ材として用いた場合には脆弱なＡｌ−Ｆｅ系合金層の成長を抑制できる。  
【００１７】
〔溶融Ａｌめっき層〕
溶融Ａｌめっきの組成（めっき浴組成）は、質量％でＳｉ：０〜１２％、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるものとする。Ｓｉは、Ａｌ系めっき浴の液相線温度を低減する作用を有する。ただし、めっき浴のＳｉ含有量が１２％を超えると共晶組成を過ぎて逆に液相線温度が上昇する領域に入る。また、そのように多量のＳｉを含有すると塊状のＳｉが多量に析出し、めっき層の曲げ加工性を阻害するので、被鋳ぐるみ面での耐食性低下をもたらすおそれがある。したがってＳｉは無添加（０％）とするか、１２％以下の範囲で含有させる。Ｓｉの残部は、Ａｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として２％以下の範囲でＦｅの混入が許容され、他の不純物元素は合計１％以下の範囲とすることが好ましい。
【００１８】
溶融Ａｌめっき鋼板表面には必要に応じて化成処理等の表面処理を施すことができる。
【００１９】
片面あたりのＡｌめっき付着量は良好な接合強度を確保する上で１５ｇ／ｍ２以上とすることが望ましい。これより薄いと接合強度の低下を招きやすい。めっき付着量の上限は特に規定されるものではないが、過剰に厚いと成型加工時に割れが大きくなり、被鋳ぐるみ面での耐食性低下をもたらすおそれがあるので、例えば１４０ｇ／ｍ２以下の範囲とすることが好ましい。
【００２０】
〔Ａｌ合金溶湯〕
本発明で用いるＡｌ合金溶湯としては、純Ａｌ、Ａｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ系等公知のものを採用できる。
【００２１】
〔Ａｌ合金と鋼板との界面構造〕
図１、２に、Ａｌ合金と鋼板の間に良好な接合強度が得られた本発明のＡｌ合金鋳ぐるみ製品について、界面の断面組織写真を例示する。また、比較として図３に、良好な接合強度が得られなかったＡｌ合金鋳ぐるみ製品の界面の断面組織写真を例示する。
【００２２】
図１はＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成せず、Ａｌ合金とＦｅとが直接的に接合している場合の例である。
【００２３】
図２は不連続なＡｌ−Ｆｅ系合金層を介してＡｌ合金とＦｅとが接合している場合の例である。
【００２４】
図３は連続的なＡｌ−Ｆｅ系合金層を介してＡｌ合金とＦｅとが接合している場合の例である。
【００２５】
図１〜３のいずれの場合も、Ａｌ合金とＡｌめっき層とは完全に融合し、元々の界面は認められないが、連続的にＡｌ−Ｆｅ系合金層が生成した図３の場合には接合強度は不十分となる。これに対して、図１、２のようにＡｌ―Ｆｅ系合金層の生成していない領域、あるいはＡｌ−Ｆｅ系合金層が不連続に生成した領域が界面に存在する場合には、優れた接合強度が得られる。これは、引張荷重を負荷させたときに、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の生成していない領域で亀裂の進行が妨げられるためと推定される。
【００２６】
〔製造方法〕
本発明のＡｌ合金鋳ぐるみ製品は、溶融Ａｌめっき鋼板を用いて成型加工した部材を被鋳ぐるみ材として鋳型キャビティに配置し、Ａｌ合金溶湯を鋳込んで被鋳ぐるみ材と一体化させることで製造される。Ａｌ合金とＡｌめっき層とが融合するためには、溶湯鋳込み後のＡｌめっき鋼板の到達温度とそのときのＡｌ合金溶湯の状態が重要となる。
【００２７】
鋳込んだ溶湯の保有する熱量によってＡｌめっき鋼板の温度が上昇し、Ａｌめっき層の液相線温度を超えるとＡｌめっき層が溶融状態となり、この時点でＡｌ合金溶湯が溶融状態を維持していれば、双方が融合して良好な接合状態が得られる。
【００２８】
溶湯鋳込み後のＡｌめっき鋼板の到達温度がＡｌめっき層の液相線温度より低いと、Ａｌめっき層は固液共存状態となってＡｌ合金溶湯とは完全に融合せず、両者の界面には隙間が生じやすい。Ａｌめっき層の液相線温度に比べてＡｌ合金溶湯の液相線温度が高い場合には、Ａｌめっき層が溶融状態になった時点でＡｌ合金溶湯が既に凝固していることがあり、このような場合にも両者は融合しない。
【００２９】
溶湯鋳込み後にＡｌめっき層とＡｌ合金溶湯の双方が溶融状態になるように、あらかじめ必要に応じて鋳型を加熱することができる。
【００３０】
Ａｌめっき層とＡｌ合金溶湯の双方が溶融状態になった後、３００℃以下の温度まで冷却速度５℃／秒以上で冷却することによって、Ａｌ―Ｆｅ系合金層の成長をさらに抑制し、高い接合強度を得ることができる。
【００３１】
本発明で用いるＡｌ合金の鋳造方法としては一般的な方法、例えば砂型鋳造、金型鋳造、ダイカスト鋳造等を適用できる。
【実施例１】
【００３２】
表１に示す組成を有する板厚１.６ｍｍの冷延鋼板を用意し、これらを基材として、連続式溶融めっきラインを用いて溶融Ａｌめっきを施した。めっき浴組成はＳｉ：９．３質量％、Ｆｅ：１．７質量％、残Ａｌである。めっき付着量制御は一般的なガスワイピング法で行い、いずれも片面あたりのめっき付着量を約４０ｇ／ｍ２（両面とも同じ）に調整した。とくに化成処理は施さなかった。なお、この組成の溶融Ａｌめっき層の液相線温度と固相線温度を熱分析により測定したところ、液相線温度は６００℃、固相線温度は５７７℃であった。
さらに、基材をＡとした溶融Ａｌめっき鋼板は、めっき後に、７５％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で４５０℃×１５時間のポスト加熱を行った。この加熱処理後の溶融Ａｌめっき鋼板の表面からＡｌめっき層を溶解除去したあと、オージェ分光分析により鋼板表面から深さ方向に各種元素の濃度分布を求めた。その結果、基材鋼板と溶融Ａｌめっき層の界面に、Ｎ：３．０原子％以上のＮ濃縮層が認められた。
【００３３】
【表１】
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【００３４】
図４の鋳型を用いて鋳ぐるみを行った。溶融Ａｌめっき鋼板を鋳型キャビティに配置して鋳型とともに所定の温度に加熱し、Ａｌ合金溶湯を鋳込み、図５に示すＡｌ合金鋳ぐるみ材を作製した。用いたＡｌ合金溶湯はＪＩＳ  ＡＤＣ１２相当のＡｌ合金溶湯であり、その組成はＳｉ：１０．８質量％、Ｃｕ：２．５質量％、残Ａｌである。溶湯温度、鋳型温度、鋳込み後３００℃までの冷却速度を種々変えて、それぞれ複数枚のＡｌ合金鋳ぐるみ材を作製した。
【００３５】
鋳込み後のＡｌ合金溶湯とＡｌめっき鋼板の温度変化を測定した。図４に示した位置で熱電対（φ０．３２ｍｍ、ガラスウール被覆）を用いてＡｌめっき鋼板の表面温度を測定し、めっき層の溶融、凝固の進行状態を調査した。熱電対をスポット溶接後、溶接部を５０μｍ厚みのステンレス箔で覆い、鋳込み後にＡｌ合金溶湯と熱電対との直接の接触を防止することで鋼板表面温度を測定した。
【００３６】
Ａｌ合金と鋼板との接合状況を断面観察した。以下の基準で評価し、○以上の評価を合格と判定した。
◎：界面全長にわたり隙間が無く、界面にはＡｌ−Ｆｅ系合金層が無くＡｌ合金とＦｅとが直接的に接合する領域が存在する
○：界面全長にわたり隙間が無く、界面には不連続なＡｌ−Ｆｅ系合金層を介してＡｌ合金とＦｅとが接合する領域が存在する
△：界面全長にわたり隙間が無く、界面は連続的なＡｌ−Ｆｅ系合金層を介してＡｌ合金とＦｅとが接合している
×：Ａｌ合金とＡｌめっき鋼板とが融合しておらず、隙間があいている
××：接合していない
【００３７】
上記判定のうち、××のものを除いて、Ａｌ合金と鋼板との接合強度をせん断引張試験で測定した。引張速度は１ｍｍ／分とした。以下の基準で評価し、○を合格と判定した。
○：Ａｌ合金で破断
×：接合界面で破断
【００３８】
以上の結果を、表２にまとめて示す。
【００３９】
【表２】
0005566155.tif 000003
【００４０】
表２からわかるように、鋳込み後の到達板温度がＡｌめっき層の液相線温度（６００℃）を超えたもの（Ｎｏ．３〜１１）では、Ａｌ合金とＡｌめっき層とは融合しており隙間はない。なかでも基材としてＡを用い、Ａｌ合金を鋳込み、Ａｌめっき層とＡｌ合金溶湯の双方が溶融状態となった後に、３００℃以下の温度までの冷却速度を５℃／秒以上と速くした本発明例のものは、Ａｌ合金と鋼板との接合状況は○以上の判定となる適正な界面構造を有しており良好な接合強度を示している。
【００４１】
一方、比較例Ｎｏ．１は鋳込み後の到達板温度がＡｌめっき層の固相線温度（５７７℃）より低いため接合しない。Ｎｏ．２は鋳ぐるみ後の到達板温度がＡｌめっき層の固液共存温度範囲にあるため、Ａｌ合金とＡｌめっき層とは完全に融合せず、両者の界面には隙間があいている。この場合には接合強度は低い。Ｎｏ．３、６は鋳込み後に室温まで放冷したために、連続的な合金層が生成し、接合強度は低くなっている。Ｎｏ．１０、１１はＮ濃縮層が生成していないＡｌめっき鋼板を使用したために、鋳込み後の冷却速度が速いにもかかわらず連続的な合金層が生成し低い接合強度しか得られない。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】本発明のＡｌ合金鋳ぐるみ製品におけるＡｌ合金とＦｅとの界面の断面組織写真で、Ａｌ−Ｆｅ系合金層の生成がみられない場合。
【図２】本発明のＡｌ合金鋳ぐるみ製品におけるＡｌ合金とＦｅとの界面の断面組織写真で、不連続なＡｌ−Ｆｅ系合金層が成長した場合。
【図３】Ａｌ合金とＦｅとの界面に連続的にＡｌ−Ｆｅ系合金層が成長した場合の断面組織写真。
【図４】実施例で採用した鋳型の断面図。
【図５】実施例で採用した鋳ぐるみ材の斜視図。
【図４】
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【図５】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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