(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｎ：１．４％以上１．６％以下、Ｃｕ：０．７５％以上２．１％以下、Ｆｅ：０．４％以上０．７％以下、Ｍｇ：０．２％以上０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以上０．２％以下、Ｓｉ：０．０３％以上０．０７％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
請求項１記載のアルミニウム合金において、
質量％で、Ｃｕの含有量が１．０％以上２．１％以下であることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１又は２記載のアルミニウム合金において、
上記マトリックス中に第２相が分散しており、
上記第２相中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が分散していることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１つに記載のアルミニウム合金において、
鋳造に用いられる鋳造用アルミニウム合金であることを特徴とするアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金に関し、特に、車体系部品等に好適に使用可能な、引張強さ、０．２％耐力および伸びに優れるアルミニウム合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来から、アルミニウム合金の自動車への適用は、エンジンのシリンダヘッドやシリンダブロック、ミッションケース等においてなされてきた。かかるアルミニウム合金は、加工性がよく軽量であるといったアルミニウムの優れた特性を活かしつつ、硬度や強度等の機械的性質や耐熱性等の化学的性質を改善するために、種々の成分組成を有するものが提案されている。
【０００３】
一方、今日では、これまで以上に自動車の燃費向上を実現するための取組がなされており、具体的には、軽量なアルミニウム合金を、ルーフパネル、ドアパネル、ボンネット等のパネル部品に適用する技術が開発されている。加えて、バンパレインフォースメントやクラッシュカン等といったエネルギ吸収性が要求されるフレーム部品にも、アルミニウム合金製押出し材を適用することが知られている。
【０００４】
ところで、アルミニウム合金を車体系部品に用いる場合、引張強さや伸びが要求される部品には、鋳造部品と比べて延性に優れた押出部品や板材を用いることが多い。しかしながら、押出材や板材の適用は、素材費が高いことに加え、二次加工や接合等が必要な場合が多く、高コスト化する傾向にある。このため、引張強さ及び伸びが大きい部品を、多部品を一体で成形でき低コストな鋳造法で製造することが要求されている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、０．５〜２．５重量％のＭｎ成分、０．１〜１．５重量％のＦｅ成分及び０．０１〜１．２重量％のＭｇ成分が含有され、残部が不可避不純物を含むアルミニウムからなる高延性アルミニウム合金が開示されている。この高延性アルミニウム合金によれば、所謂Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金において、合金の強度を確保しつつ、鋳造性及び伸びの両方の向上化を図ることができるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平９−２６８３４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１のものでは、その実施例１に示される如く、引張強さが小さい（１６２（ＭＰａ））ものもあり、引張強さ及び伸びの大きいアルミニウム合金製の鋳造部品を安定して得ることが困難であるという問題がある。そうして、このような引張強さが十分でない鋳造部品を車体系部品として使用するには、補強材が別途必要になり、製造工数及びコストが増大するおそれがある。
【０００８】
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、複雑な車体系部品等にも好適に使用可能な、引張強さ、０．２％耐力および伸びに優れるアルミニウム合金を製造する技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討と実験を行った結果、次の（ａ）を知見するに至った。
【００１０】
（ａ）所謂Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金において、Ｃｕを含有させるとともに、その含有量を適切に調整することにより、具体的には、Ｃｕの含有量を０．７５質量％以上２．１質量％以下に調整することによって、強度が高いＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物をマトリックス（初晶α相）中に分散させることが可能となり、かかるＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物によって、Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金の引張強さ、０．２％耐力および伸びを従来のものに比べて向上させることができる。
【００１１】
そこでさらに、Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金の延性を確保するために、鋳造時に好ましい析出相の分布状態、形状を形成して延性の向上に寄与する一方、粗大な晶出物が形成されると延性を著しく劣化させるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物について検討した結果、次の（ｂ）に示す知見を得た。
【００１２】
（ｂ）Ｃｕを含有させるとともに、その含有量を適切に調整することにより、マトリックス（初晶α相）中に第２相を塊状に分散させることができるとともに、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物をＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｕ系化合物と混合状態でかかる第２相中に分散させることができる。以下の説明においては、初晶α相を単にマトリックスと称すことがある。
【００１３】
本発明に係るアルミニウム合金は、このような知見に基づいて完成されたものである。
【００１４】
ここに、本発明の要旨は、下記の（１）〜（４）に示すアルミニウム合金にある。
【００１５】
（１）質量％で、Ｍｎ：１．４％以上１．６％以下、Ｃｕ：０．７５％以上２．１％以下、Ｆｅ：０．４％以上０．７％以下、Ｍｇ：０．２％以上０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以上０．２％以下、Ｓｉ：０．０３％以上０．０７％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していることを特徴とするアルミニウム合金。
【００１６】
（２）質量％で、Ｃｕの含有量が１．０％以上２．１％以下であることを特徴とする上記（１）に記載のアルミニウム合金。
【００１７】
（３）上記マトリックス中に第２相が分散しており、上記第２相中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が分散していることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のアルミニウム合金。
【００１８】
（４）鋳造に用いられる鋳造用アルミニウム合金であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１つに記載のアルミニウム合金。
【００１９】
なお、本発明において「マトリックス（初晶α相）」とは、アルミニウムをベースとした金属組織を構成する結晶組織相の内、面積率が最大の組織相を意味する。また、「第２相」とは、マトリックス（初晶α相）以外の残部相（析出物等の各種の相）のうちで面積率が最大である結晶組織相を意味する。
【発明の効果】
【００２０】
本発明に係るアルミニウム合金によれば、Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金において、Ｃｕの含有量を０．７５質量％以上２．１質量％以下に調整することによって、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を分散させて、Ａｌ−１．５％Ｍｎ系合金の機械的性質を従来のものに比べて安定して向上させることができる。これにより、複雑な車体系部品等にも好適に使用可能な、引張強さ、０．２％耐力及び伸びに優れるアルミニウム合金を製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】合金の種類と引張強さ、０．２％耐力及び伸びとの関係を示すグラフである。
【図２】実施例４で得られた試験片の内部の状態を示す光学顕微鏡写真である。
【図３】実施例４で得られた試験片のマトリックスを拡大して示す光学顕微鏡写真である。
【図４】比較例２で得られた試験片のマトリックスを拡大して示す光学顕微鏡写真である。
【図５】比較例３で得られた試験片のマトリックスを拡大して示す光学顕微鏡写真である。
【図６】金型試験片鋳型に鋳込んで得られた製品を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明のアルミニウム合金は、上述の如く、質量％で、Ｍｎ：１．４％以上１．６％以下、Ｃｕ：０．７５％以上２．１％以下、Ｆｅ：０．４％以上０．７％以下、Ｍｇ：０．２％以上０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以上０．２％以下、Ｓｉ：０．０３％以上０．０７％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、マトリックス（初晶α相）中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していることを特徴とするものである。以下に、本発明を上記のように規定した理由及び好ましい範囲について説明する。なお、以下の説明において、化学組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
（１）化学組成
Ｍｎ：１．４％以上１．６％以下
Ｍｎは金型への耐焼きつき性の向上に寄与する元素である。また、ＭｎはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物を形成し、かかるＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物の適正分布によって、延性も向上させる。これらの効果を確保するためには、１．４％以上の量のＭｎを含有させる必要があるが、Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、鋳造時に粗大な晶出物を生ぜしめて伸びを低下させる。したがって、Ｍｎの含有量を１．４％以上１．６％以下の範囲としている。
【００２３】
Ｃｕ：０．７５％以上２．１％以下
Ｃｕは、本発明のアルミニウム合金の引張強さ、０．２％耐力および伸びを向上させるために必要不可欠な元素である。こうした効果を得るには、０．７５％以上のＣｕを含有させる必要がある。また、１．０％以上のＣｕを含有させれば、一層高い効果が得られる。しかしながら、２．１％を超える量のＣｕを含有させると、延性の低下を生じてしまう。そのため、Ｃｕの含有量は０．７５％以上２．１％以下とした。より好ましくは、Ｃｕの含有量は１．０％以上２．１％以下である。
【００２４】
Ｆｅ：０．４％以上０．７％以下
Ｆｅは鋳造に際し、合金溶湯の金型への焼き付きを防止する効果がある。Ｆｅ成分の含有量は、０．４％よりも少ないと、金型との焼き付きが生じ易くなる反面、０．７％よりも多いと、Ｍｎ成分と同様に化合物が生じ易くなり、伸びが従来の合金以下に低下するので、０．４％以上０．７％以下の範囲としている。
【００２５】
Ｍｇ：０．２％以上０．５％以下、
Ｍｇは、Ｓｉと共存して熱処理によりＭｇ２Ｓｉとして析出し、引張強さ及び耐力等の機械的強度を向上させる。しかし、その含有量が０．２％よりも少ないと、その効果が少なく、逆に０．５％を超えると延性が低下する。したがって、Ｍｇの含有量を０．２％以上０．５％以下の範囲としている。
【００２６】
Ｔｉ：０．１％以上０．２％以下
Ｔｉは、鋳物の結晶粒を微細化することによりその特性を向上させて鋳造割れ性を改善させることができるが、その含有量が０．１％よりも少ないと、その効果が少なく、鋳造割れ性を十分に改善させることが困難となる。一方、Ｔｉの含有量が０．２％よりも多いと、粗大化合物が生成されて伸びが低下し、溶湯の流動性も低下させるので、０．１％以上０．２％以下の範囲としている。
【００２７】
Ｓｉ：０．０３％以上０．０７％以下
Ｓｉは、強度を高める作用を有するが、Ｓｉの含有量が０．０３％未満では効果に乏しい。一方、Ｓｉの含有量が０．０７％を超えると、ＳｉはＦｅとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉといった金属間化合物を形成して、延性を阻害する。このため、Ｓｉの下限を０．０３％とし、その上限を０．０７％とする。
【００２８】
Ａｌは、自動車用部品などの軽量化に寄与する元素であるので、不純物およびその他の必要な合金元素と共に残部とした。
（２）Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物
Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物は、強度を高める作用を有している。このため、本発明では０．７５％以上のＣｕを含有させることで、積極的にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物を生成させてマトリックス（初晶α相）中に分散させるようにしている。しかしながら、Ｍｇを含む合金に対して多量のＣｕを添加することは、熱間割れ性を低下させるおそれがあるため、上述の如くＣｕの含有量を制限している。
（３）Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物
Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物は、これを６〜１５μｍのサイズに制御することによって、延性を向上させるが、５０μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物が形成されると延性が著しく劣化し、とくにＭｎとＦｅの合計含有量が１．３％を越えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成され延性を低下させる。このため、本発明ではマトリックス中ではなく、第２相中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物が微細に分散するように、ＭｎとＦｅの合計含有量を調整している。さらに、Ｃｕの含有量を適切に調整することにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物をＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｕ系化合物と混合状態で第２相中に分散させている。
【００２９】
以上のように合金設計された本発明に係るアルミニウム合金は、Ｃｕの含有量を０．７５質量％以上２．１質量％以下に調整することによって、重力鋳造法、低圧鋳造法、ダイカスト鋳造法、スクイズ製法など既知の鋳造法により、引張強さ、０．２％耐力および伸びに優れる鋳物を製造することが可能である。
【００３０】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００３１】
下記の表１に示す化学組成を有する各種のアルミニウム合金１〜８を電気炉によって溶解し、通常の金型重力鋳造法によって、溶湯温度７４０℃、金型温度２００℃で、ＪＩＳＨ５２０２に記載の金型試験片鋳型に鋳込んだ（図６参照）。
【００３２】
上記の方法で得られた鋳造製品１の中央からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片を切出し、島津製作所製オートグラフを用いて、試験速度３ｍｍ／ｍｉｎにて室温で引張試験を実施し、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）等の機械的特性を測定した。その結果を、表２及び図１に示している。なお、表１中の合金１〜５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にあるアルミニウム合金である。一方、合金６〜８は、化学組成が本発明で規定する条件から外れたアルミニウム合金である。
【００３３】
【表１】
0005515944.tif 000002
【００３４】
【表２】
0005515944.tif 000003
【００３５】
表２から、本発明で規定する条件を満たす合金１〜５をそれぞれ用いた本発明例の試験番号１〜５の場合は、いずれも引張強さが１８２（ＭＰａ）以上、０．２％耐力が９０（ＭＰａ）以上及び伸びが１０．５（％）以上であり、優れた機械的特性を有していることが確認された。したがって、本発明合金は、少なくともこれらの３つの機械的特性について、実用上十分な性能を備えていることが裏付けられた。
【００３６】
そして、本発明例の試験番号４に用いられた合金４を光学顕微鏡で観察したところ、図２に示すように、マトリックス中に第２相が塊状に分散しており、かかる第２相中にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物とＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｕ系化合物とが混合状態で分散していることが確認された。さらに、図３に拡大して示すように、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していることが明らかに確認された。
【００３７】
これに対して、Ｃｕの含有量が本発明で規定する条件を満たさない合金６〜８をそれぞれ用いた比較例の試験番号６〜８の場合には、Ｃｕの含有量が本発明で規定する範囲より小さいもの（試験番号６及び７）及び大きいもの（試験番号８）のいずれであっても、引張強さ、０．２％耐力および伸びのうち少なくとも１つの機械的特性が本発明例に比して大きく劣っていることが確認された。
【００３８】
具体的には、Ｃｕを含有していない合金６を用いた比較例の試験番号６では、伸びは本発明例と同等であるが、引張強さ及び０．２％耐力が本発明例に比して著しく劣っていることが確認された。また、Ｃｕの含有量が本発明で規定する範囲より小さい合金６を用いた比較例の試験番号７では、引張強さ、０．２％耐力及び伸びの全てが本発明例に比して劣っていることが確認された。
【００３９】
さらに、Ｃｕの含有量が本発明で規定する範囲を超える合金８を用いた比較例の試験番号８では、引張強さ及び０．２％耐力は本発明例より向上しているものの、伸びが本発明例に比して極めて劣っている（本発明例の試験番号３及び４の５０％未満である）ことが確認された。
【００４０】
そして、比較例の試験番号７に用いられた合金７を、本発明例と同様に、光学顕微鏡で観察したところ、図４に拡大して示すように、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していないことが確認された。
【００４１】
また、比較例の試験番号８に用いられた合金８を、本発明例と同様に、光学顕微鏡で観察したところ、図５に拡大して示すように、マトリックス中にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が分散していないのみならず、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物とは異なる球状の粗大なＣｕ含有化合物が分散していることが確認された。このような球状のＣｕ含有化合物は、合金７には分散していないことから、かかるＣｕ含有化合物によって比較例の試験番号８では伸び（延性）が大きく阻害されていると考えられる。なお、比較例の試験番号６に用いられた合金６を、光学顕微鏡で観察したところ、第２相の大半がＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物で構成されていることが確認された。
【００４２】
以上により、Ｃｕの含有量以外は本発明と同じＡｌ−１．５％Ｍｎ系合金であっても、Ｃｕの含有量が本発明で規定する条件を満たさないこれら比較例は、耐久性などの信頼性の問題から、使用することが出来ないことが分かる。
【００４３】
また、図１に示すように、Ｃｕが０．７５％以上２．１％以下の範囲では、機械的特性、特に引張強さおよび伸びが顕著に向上し、また、Ｃｕが１．０％以上２．１％以下の範囲では、伸びが極めて顕著に向上しており、本発明の臨界的な意義が確認できた。
【産業上の利用可能性】
【００４４】
以上説明したように、本発明は、サスペンションメンバ、ピラー類、継ぎ手部材、サスタワー、クラッシュカンなどの車体・車台系部品等に用いられるアルミニウム合金等について有用である。
【符号の説明】
【００４５】
１    鋳造製品
【図１】
0005515944.tif 000004
【図６】
0005515944.tif 000005
【図２】
0005515944.tif 000006
【図３】
0005515944.tif 000007
【図４】
0005515944.tif 000008
【図５】
0005515944.tif 000009