(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、１．０〜１．７％のＳｉ、０．０５〜０．５％のＦｅ、０．８〜１．５％のＣｕ、０．６〜１．２％のＭｎ、０．９〜１．５％のＭｇ、０．０５〜０．５％のＺｎ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．２％のＶを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物から成ることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
質量比で、１．０〜１．７％のＳｉ、０．０５〜０．５％のＦｅ、０．８〜１．５％のＣｕ、０．６〜１．２％のＭｎ、０．９〜１．５％のＭｇ、０．０５〜０．５％のＺｎ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．２％のＶ、０を超え０．０５％以下のＴｉを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物から成ることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項３】
質量比で、１．０〜１．７％のＳｉ、０．０５〜０．５％のＦｅ、０．８〜１．５％のＣｕ、０．６〜１．２％のＭｎ、０．９〜１．５％のＭｇ、０．０５〜０．５％のＺｎ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．２％のＶ、０を超え０．０５％以下のＴｉ、０を超え０．７％以下のＮｉを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物から成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つの項に記載のアルミニウム合金から成ることを特徴とする鍛造部品。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金から成り、引張強度が４５０ＭＰａ以上であることを特徴とするアルミニウム合金製高強度ボルト。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度部材の素材として用いられるアルミニウム合金と、このような合金を用いて成る各種部材、例えば鍛造部品や、締結用部品、特に４５０ＭＰａ以上の強度を備えたアルミニウム合金製高強度ボルトに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車に対する燃費向上のニーズが高まっており、燃費向上のために各部材の軽量化が求められている。軽量化の具体的な方策としては、スチール製部品をアルミニウム合金やマグネシウム合金などの軽合金へ置換することが効果的である。
例えば、エンジン、トランスミッションケース等をマグネシウム合金化し、軽量化を図る際には、電食防止や軽量化の点からこれらの固定に用いる締結部材（ボルト他）についても、スチールからアルミニウム合金に変更することが望ましい。
【０００３】
このようなアルミニウム合金製の締結部材としては、６０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）を鍛造して成る高強度アルミニウム合金製ねじが知られている（例えば、特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第３９３９４１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１に開示されたような６０００系アルミニウム合金製ねじにおいては、室温の引張強度が４００ＭＰａ程度であり、スチール製ボルトに比べて耐熱強度も低いため、ボルトサイズアップ、又は締結点数増などによって対処する必要が生じる。
一方、既存の７０００系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｚｎ系）でボルトを製造した場合には、室温強度で５００ＭＰａ以上を得ることは可能であるものの、耐熱性が６０００系合金よりも低い上に、応力腐食割れに対する感受性も高いため、表面をアルマイト処理する等の対策が必要となって、コストが増加するという問題点があった。
【０００６】
本発明は、ボルトなどの締結部材に代表される従来のアルミニウム合金製部材における上記課題に着目してなされたものであって、その目的とするところは、自動車部品として十分な耐熱性と引張強度、耐応力腐食割れ性を備えた部材を得るためのアルミニウム合金を提供することにある。また、このようなアルミニウム合金から成る各種の部材、例えば、上記合金を鍛造して成る鍛造部品や、アルミニウム合金製の高強度ボルトを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記目的の達成に向けて、合金成分や熱処理方法などについて鋭意検討を重ねた結果、Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖなどの合金成分の含有量を特定の範囲にそれぞれ限定することによって、上記目的が達成できることを見出し、本発明を完成するに到った。
【０００８】
すなわち、本発明は上記知見に基づくものであって、本発明のアルミニウム合金は、質量比で、１．０〜１．７％のＳｉ、０．０５〜０．５％のＦｅ、０．８〜１．５％のＣｕ、０．６〜１．２％のＭｎ、０．９〜１．５％のＭｇ、０．０５〜０．５％のＺｎ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．２％のＶを含有しており、必要に応じて０を超え０．０５％以下のＴｉ、さらに必要に応じて０を超え０．７％以下のＮｉを含み、残部がＡｌ及び不可避不純物から成ることを特徴とする。
【０００９】
また、本発明の鍛造部品及びアルミニウム合金製高強度ボルトは、本発明の上記アルミニウム合金から成ることをそれぞれ特徴とし、上記高強度ボルトは、４５０ＭＰａ以上の引張強度を備えていることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、アルミニウム合金の成分元素として、特にＳｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖなどをそれぞれ特定の範囲内で添加しているため、適当な熱処理を施すことによって、耐熱性、引張強度、耐応力腐食割れ性に優れたアルミニウム合金製の鍛造部品や高強度ボルトなどを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本発明の実施例においてボルト性能の評価に用いたボルト形状・寸法を示す説明図である。
【図２】本発明の実施例においてボルトの応力腐食割れ試験に用いた治具の形状・寸法を示す説明図である。
【図３】本発明の実施例におけるボルトの応力腐食割れ試験要領を示す説明図である。
【図４】本発明の一実施形態における鍛造部品の適用例を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明のアルミニウム合金や、当該合金から成る部品について、合金成分の作用やそれらの限定理由と共に、さらに詳細に説明する。なお、本明細書において、「％」は特記しない限り質量百分率を表すものとする。
【００１３】
＜アルミニウム合金＞
（１）Ｓｉ含有量：１．０〜１．７％
Ｓｉ（ケイ素）は、本発明合金の主要元素の一つであって、ＭｇやＣｕと共に、室温強度の向上に寄与する。
人工時効処理によってＭｇ２Ｓｉが析出し、強度を向上させるが、その含有量が１．７％を超えると、耐応力腐食割れ性や耐食性を悪化させる。一方、１．０％を下回ると、このような機能を発揮することができず、アルミニウム合金の強度が不足する。
【００１４】
（２）Ｆｅ含有量：０．０５〜０．５％
Ｆｅ（鉄）は、Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉ等と化合物を形成し、耐熱性、加工性の向上に寄与する成分である。
Ｆｅの含有量が０．０５％を下回ると、向上効果が得られず、耐熱性に乏しいものとなる。一方、０．５％を超えて、過剰に添加すると耐食性が悪化する。また、粗大な介在物が生じ、当該アルミニウム合金の引張特性や加工性にも悪影響を及ぼす。
【００１５】
（３）Ｃｕ含有量：０．８〜１．５％
Ｃｕ（銅）は、Ｓｉ、Ｍｇと共に、室温強度の向上に寄与する元素であるが、その含有量が０．８％に満たないと、添加の効果が得られず、アルミニウム合金の強度が不足する。逆に、１．５.％を上回ると溶体化処理時にバーニングしやすくなる他、合金の耐食性、鍛造加工性が悪化する。
【００１６】
（４）Ｍｎ含有量：０．６〜１．２％
Ｍｎ（マンガン）は、固溶強化に寄与する元素である。また、Ｆｅ等と化合物を形成し（例えば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系）、耐熱性、加工性の向上にも寄与する。さらに、鍛造時の型との耐焼き付き性を向上させる効果を有する。
Ｍｎの添加量が０．６％未満の場合には、このような効果が発揮されず、所望の強度が得られないばかりでなく、鍛造時に型との焼き付きが起こりやすくなる。一方、添加量が１．２％を超えると、粗大介在物（ＭｎＡｌ６等）が生成し、引張特性（特に伸び）、加工性に悪影響を及ぼす。
【００１７】
（５）Ｍｇ含有量：０．９〜１．５％
Ｍｇ（マグネシウム）は、Ｓｉ，Ｃｕと共に、室温強度向上に寄与する元素であるが、０．９％を下回ると添加の効果が十分に得られず、強度が不足する。
一方、１．５％を上回ると、強度向上に寄与しない粗大な析出物が多くなり、耐応力緩和性、耐食性、加工性が悪化する。
【００１８】
（６）Ｚｎ含有量：０．０５〜０．５％
Ｚｎ（亜鉛）は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｚｎ系粒子の時効析出によって合金の強化に寄与する元素である。また、めっき等の表面処理性を向上させるが、過剰に添加すると耐食性が低下する上、強度も損なわれるため、０．０５％以上、０．５％以下の範囲内とする必要がある。
【００１９】
（７）Ｚｒ含有量：０．０５〜０．３％
Ｚｒ（ジルコニウム）は、熱処理時における結晶粒の粗大化を防止し、結晶粒径を安定させる効果を有するが、その添加量が０．０５％より少ないと、粗大化防止効果が十分に発揮されず、結晶粒の粗大化によって引張特性、耐応力腐食割れ性が悪化する。
一方、Ｚｒの添加量が０．３％を超えると、粗大な介在物が成長して、加工性、引張特性が悪化する。
【００２０】
（８）Ｖ含有量：０．０１〜０．２％
Ｖ（バナジウム）は、Ａｌ等と化合物を形成して耐熱性を向上させる。そして、Ｖには、添加による耐応力腐食割れ性に対する悪影響が少ないという利点がある。
Ｖの添加量が０．０１％より少ない場合には、耐熱性の向上効果が十分に得られない。逆に、添加量が０．２％を超えると、粗大な介在物が生成し、耐食性、鋳造性、加工性が悪化する。
【００２１】
（９）Ｔｉ含有量：０％を超え０．０５％以下
Ｔｉ（チタン）は、Ｚｒと同様に結晶粒の粗大化を防ぐのに有効な元素であることから、同様の目的で必要に応じて添加することができる任意成分である。
但し、過剰に添加すると加工性、引張特性が悪化するため、添加するとしても０．０５％以下の範囲内とする必要がある。なお、結晶粒の十分な微細化効果を得るためには、０．０１％以上添加することが望ましい。
【００２２】
（１０）Ｎｉ含有量：０％を超え０．７％以下
Ｎｉ（ニッケル）は、Ａｌ、Ｆｅ等と化合物を形成し、耐熱性を向上させる元素であることから、このような目的で必要に応じて添加することができる任意成分である。
但し、０．７％を超える過剰の添加は、粗大な介在物となり、耐応力腐食割れ性、引張特性、加工性にも悪影響を及ぼすことから、添加するとしても０．７％以下に抑える必要がある。また、十分な耐熱性向上効果を発揮させるには、０．０１％以上添加することが望ましい。
【００２３】
本発明のアルミニウム合金の熱処理方法は特に限定しないが、例えば、Ｔ６処理（溶体化処理→人工時効処理）やＴ８処理（溶体化処理→加工→人工時効処理）、Ｔ９処理（溶体化処理→人工時効処理→冷間加工）を施すことができ、もって４５０ＭＰａ以上の引張強度を備え、耐熱性、耐引張特性、耐応力緩和特性、耐応力腐食割れ性にも優れた部品とすることができる。
また、この他に、アルミニウム合金の熱処理として知られている、Ｔ５処理やＴ７処理、Ｔ１０処理等の人工時効処理を含む熱処理であれば、適切に熱処理・加工の条件を選択することで、高強度を得ることができる。
【００２４】
本発明のアルミニウム合金は、例えば、各種圧延板材や異形断面の押し出し材として利用することができる。
【００２５】
＜アルミニウム合金から成る鍛造部品＞
また、鍛造部品、例えば自動車用の鍛造部品としては、サスペンションメンバー等の車体部品、エンジンやトランスミッションにおける各種ブラケット類、エンジンのオイルパンや各種ケース・カバー類締結用のボルト、トランスミッション、電動車やハイブリッド車用モーターのケースなどを締結するためのボルトやねじ、ナット等に好適に用いることができる。なお、本発明の鍛造部品における鍛造方法としては、特に限定はなく、例えば４００〜５００℃程度での熱間鍛造や、ボルトのヘッダー加工のような冷間鍛造も含まれる。
【００２６】
これらの部品は、通常の方法によって容易に製造することができると共に、上記のような熱処理を施すことによって、自動車部品として十分な耐熱性、引張特性、耐応力腐食割れ性を発揮するため、車両の軽量化に寄与することができる。また、これら部品は、高い耐応力緩和特性を示すため、エンジンやトランスミッション、モーター等、高温環境に置かれる部品にも好適に使用することができる。
特に、エンジンやトランスミッションケースとしてマグネシウム合金を採用した場合、本発明のアルミニウム合金製の高強度ボルトを使用すると、電食防止に有効であるばかりでなく、従来のアルミニウム製ボルトよりも締結本数を減らしたり、ボルトサイズを小さくしたりすることが可能である。
【００２７】
図４は、本発明の鍛造部品の一実施形態を示す概略図である。符号１は、自動車用エンジンのアルミニウム合金（例えば、ＡＤＣ１２）製シリンダブロックに設けられた、オイルパン取付用の雌ねじ部を示す。符号２は、耐熱マグネシウム合金（例えば、ＭＲＩ１５３やＡＥ４４合金）製オイルパンに設けられた、座面部を示す。
本実施形態では、本発明の鍛造部品としてのアルミニウム合金製ボルト３が、オイルパンの座面部２を貫通して、シリンダブロックの雌ねじ部１にねじ込まれることにより、オイルパンとシリンダブロックとが締結されている。このアルミニウム合金製ボルト３は、本発明のアルミニウム合金からなり、前述の熱処理、典型的にはＴ６処理（溶体化処理→人工時効処理）やＴ８処理（溶体化処理→加工→人工時効処理）、Ｔ９処理（溶体化処理→人工時効処理→冷間加工）が施されている。
【００２８】
本実施形態では、アルミニウム合金製ボルト３が十分な耐熱性、引張特性、耐応力腐食割れ性を発揮するため、エンジンの軽量化に寄与することができる。また、エンジンのオイルパン部という高温環境下にあっても、高い耐応力緩和特性を示すことができる。また、電食防止を図りつつ、従来のアルミニウム製ボルトを用いる場合に比べて締結本数を減らしたり、或いはボルトサイズアップを回避したりすることができる。
なお、本実施形態に限定されるものではない。例えば、座面部２、雌ねじ部１の両方をマグネシウム合金製としたり、温度上昇の少ない部位ではＡＺ９１Ｄ等の汎用マグネシウム合金を使用したりすることも可能である。
【実施例】
【００２９】
以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００３０】
（１）線引き性
表１に示す組成のアルミニウム合金を電気炉によって溶解したのち、１５５ｍｍ径のビレットに鋳造し、得られた鋳塊に、５４０℃×４時間の均質化処理を施した。
次に、４５０〜５００℃で押し出し加工を行い、１３ｍｍ径の丸棒を得た。得られた各々の丸棒について、線引き性を評価した。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
押し出し加工により得られた１３ｍｍ径の上記丸棒に、３５０〜４００℃×３時間の焼鈍を施した後、９ｍｍ径まで線引き加工を行い、断線の有無を調査した。そして、断線のないものを「○」、９ｍｍ径までの線引き加工の間に断線が生じたものを「×」と評価し、その結果を表２にそれぞれ示す。
その結果、実施例合金１〜１８においてはいずれも断線が発生しないのに対し、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｖ、Ｔｉ含有量がそれぞれの上限値を上回る仕様のアルミニウム合金、すなわち、比較例合金２０、３１、３２において断線が発生し、これら合金は線引き性に劣ることが確認された。
【００３３】
（２）引張性能
上記により得られた１３ｍｍ径の丸棒を所定の長さに切断した後、５５０℃の温度に１時間保持した後に水冷する溶体化処理を施し、さらに１８０℃×６時間の人工時効処理を行った。
その後、引張試験片形状（平行部φ１０ｍｍ、標点間距離５０ｍｍ）に加工し、引張試験を行い、引張強度、０．２％耐力、破断伸びを調査した。この結果を表２に併せて示す。
【００３４】
その結果、Ｃｕ含量が本発明の上限値を上回る比較例合金２２において、著しく伸びが低下していた。これは、Ｃｕ含有量が多過ぎるため、溶体化処理温度時に液相が発現し、バーニングしたためと考えられる。
また、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ含有量が下限値を下回り、Ｖが添加されていない比較例合金１９、Ｆｅ、Ｍｎ含有量が下限値を下回る比較例合金２３、Ｍｇ含有量が下限値を下回る比較例合金２５、Ｚｎ含有量が上限値を上回る比較例合金２７、Ｚｒ含有量が上限値を上回る比較例合金２８、及びＺｎ含有量が下限値を下回る比較例合金３３においては、引張強度が４５０ＭＰａ以下であった。
【００３５】
（３）ボルト性能
上記実施例及び比較例合金のうち、線引きにおいて断線した比較例合金２０、３１、３２と、引張試験において伸びが得られなかった比較例合金２２を除いた合金について、上記押し出し加工によって得られた１３ｍｍ径の丸棒に、３５０〜４００℃×３時間の焼鈍を行った後、線引きを施し７ｍｍ径まで伸線加工を行った。このとき、途中で断線した合金については、同様の条件による焼鈍を再度施した。得られた線材を用いて、下記の要領により、ボルト加工を行った。
【００３６】
（ａ）ボルトヘッダーの加工性
得られた線材を、切断後、ボルト頭部形状（Ｍ８）にヘッダー加工を施した。加工したボルトの頭部形状は、図１に示すような六角形状をなし、フランジ径は１７ｍｍとした。フランジ部の割れの有無を目視で観察し、下記の基準で評価し、この結果を表２に併せて示す。
○：フランジに割れなし
△：フランジに軽微な亀裂が認められるが潤滑剤や金型の調製により成型可能
×：フランジに割れが認められる
【００３７】
その結果、Ｆｅ及びＮｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ含有量がそれぞれの上限値を上回る仕様のアルミニウム合金、すなわち、比較例合金２１、２３、２６、２９、Ｆｅ及びＭｎ含有量がそれぞれの下限値を下回る比較例合金２３においてフランジ割れが発生し、これら合金は、加工性に劣ることが確認された。
【００３８】
（ｂ）耐応力緩和特性
今までの試験において、比較的良好な結果を示した実施例合金１〜１８、及び比較例合金１９、２５、２７、２８、３０、３３について、上記同様の要領により、押し出し加工（１３ｍｍ径）、伸線加工（７ｍｍ径）及びヘッダー加工を施した。そして、５５０℃に１時間保持した後に水冷する溶体化処理を施し、さらに１８０℃×６時間の人工時効処理を行った。その後、転造加工を施し、図１に示したような呼び径８ｍｍ、ピッチ１．２５ｍｍのボルト（Ｍ８×１．２３）を完成させた。
【００３９】
そして、クリープ試験機を用いて、１５０℃での応力緩和試験を行った。初期応力は、先に求めた耐力の７０％とし、１００時間経過後の応力保持率を測定し、比較例合金３０から成るボルトの応力保持率を上回るものを「○」、下回るものを「×」として評価した。
その結果、表２に併せて示すように、特にＶ含有量が下限値に満たない比較例合金１９や３０から成るボルトにおいては、他の合金から成るボルトと比較して耐応力緩和特性が悪化することが判明した。
【００４０】
（ｃ）耐応力腐食割れ特性
上記応力緩和試験に用いたものと同様に作製したボルトについて、応力腐食割れ試験を実施した。
すなわち、図２（ａ）に示すような雌ねじ部を備えた冶具に、同図（ｂ）に示すような９ｍｍ径の貫通孔を備えた角形片を介して、図３に示すように上記ボルトを塑性域で締結した。そして、これを１０％ＮａＣｌ溶液に１０分間浸漬した後、大気中（約２０℃、湿度６０％）に２４時間放置した後、トルクチェックにて亀裂の有無を判定した。
【００４１】
亀裂がない場合には、再度同様のサイクル（１０分間浸漬、２４時間大気中放置）を繰り返した結果、１週間経過時点では、表２に併せて示すように、Ｖ含有量が下限値に満たない比較例合金３０から成るボルトにのみ、首下部分に亀裂が発生したが、その他のボルトには亀裂の発生は認められなかった。
なお、図２に示した冶具は、Ｔ６処理（溶体化処理−人工時効処理）後にアルマイト処理を施したＡ６０６１合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）から成るものである。
【００４２】
【表２】
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【００４３】
以上の結果から明らかなように、Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｖを始めとする合金成分量がそれぞれの特定範囲内にある実施例合金１〜１８はいずれも、線材加工性、ボルト成形性に優れることが判明した。また、これらの合金から成るボルトについても、溶体化処理後に人工時効処理を施すことによって、４５０ＭＰａ以上の引張強さ、４００ＭＰａ以上の０．２％耐力、９％以上の伸びを示し、引張性能に優れていると共に、耐応力緩和性能、耐応力腐食割れ性能においても良好な特性を示すことが確認された。
これに対し、比較例合金１９〜３３においては、合金組成のいずれかが上記特定範囲から外れているために、上記諸特性のいずれかに劣り、総合評価の低いものとなった。
【００４４】
なお、上記実施例におけるボルト製造方法は、一般的なものであるが、この他に例えば、溶体化処理→加工（ねじ転造）→時効処理を行うＴ８処理等を適用することが可能である。
また、上記実施例においては、ボルトについて説明したが、本発明のアルミニウム合金は、ボルトのみならず、上記したように、圧延板材や押し出し材などの適用することができる。さらに、鍛造部品としては、サスペンションメンバー、エンジンやトランスミッションの各種ブラケット類、さらには、ねじやナット等の締結部品類にも好適に用いることができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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