(57)【要約】本発明は、鋳造体がＴ５調質またはＴ６調質で処理され、１００ＭＰａから１８０ＭＰａの引張強度を有し、１０％より大きい臨界破壊ひずみを有するような、約6.0wt％から約8.0wt％のSiと、約0.12wt％から約0.25wt％のMgと、約0.35wt％以下のCuと、約4.0wt％以下のZnと、約0.6wt％以下のMnと、約0.15wt％以下のFeのアルミニウム合金を含む高度の耐衝撃性を有する鋳物を提供する。更に、本発明は高耐衝撃性を有する鋳物の形成方法を提供する。
2009513833.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
本発明のAl-Si-Mg合金は、
約6.0wt％から約8.0wt％のSi；
約0.12wt％から約0.25wt％のMg；
約0.35wt％以下のCu；
約4.0wt％以下のZn；
約0.6wt％以下のMn；
約0.15wt％以下のFe；および
アルミニウムと不純物の均衡
からなることを特徴とするAl-Si-Mg合金。
【請求項２】
前記Al-Si-Mg合金は、さらに、0.02wt％以下の量の少なくとも１つのシリコン調整剤からなり、前記少なくとも１つのSi調整剤は、Ca、Na、Sr、Sb、またはそれらの混合からなることを特徴とする請求項１記載のAl-Si-Mg合金。
【請求項３】
前記Al-Si-Mg合金は、さらに、0.1wt％以下の量の少なくとも１つの微細化剤（結晶成長抑制剤）からなり、前記少なくとも１つの微細化剤は、TiB2またはTiCからなることを特徴とする請求項１記載のAl-Si-Mg合金。
【請求項４】
Mn含有量は、0.5wt％から0.6wt％の範囲であることを特徴とする請求項１記載のAl-Si-Mg合金。
【請求項５】
Si含有量は、6.5wt％から7.5wt％の範囲であり、Mg含有量は、0.12wt％から約0.19wt％の範囲であることを特徴とする請求項１記載のAl-Si-Mg合金。
【請求項６】
鋳造体の合金組成が、
約6.0wt％から約8.0wt％のSi；
約0.12wt％から約0.25wt％のMg；
約0.35wt％以下のCu；
約4.0wt％以下のZn；
約0.6wt％以下のMn；および
約0.15wt％以下のFe
からなることを特徴とする鋳物。
【請求項７】
鋳造体は、F、T5、T6、または、T7調質であり、100MPaから180MPaの範囲の引張強度を有し、10％より大きい臨界破壊ひずみを有することを特徴とする請求項６記載の鋳物。
【請求項８】
鋳造体は10％から20％に等しい伸長を有することを特徴とする請求項６記載の鋳物。
【請求項９】
前記鋳物は、さらに、合金組成は、0.02wt％以下の量に含まれる少なくとも１つのSi調整剤からなり、少なくとも１つのSi調整剤は、Ca、Na、Sr、Sb、またはそれらの混合からなることを特徴とする請求項６記載の鋳物。
【請求項１０】
前記鋳物は、さらに、合金組成は、0.1wt％以下の量に含まれる少なくとも１つの微細化剤からなり、前記少なくとも１つの微細化剤は、Ti、BおよびCからなるグループから選択されることを特徴とする請求項６記載の鋳物。
【請求項１１】
前記鋳物はプレート形状であり、３点試験で15度の角度に変形された場合に、前記鋳造体が外観クラッキングを示さないことを特徴とする請求項６記載の鋳物。
【請求項１２】
鋳造方法であって、
約6.0wt％から約8.0wt％のSi；
約0.12wt％から約0.25wt％のMg；
約0.35wt％以下のCu；
約4.0wt％以下のZn；
約0.6wt％以下のMn；および
約0.15wt％以下のFeからなる合金組成を有する溶解物を提供する工程と、
前記溶解物を鋳造体へ鋳造する工程と、
前記鋳造体を熱処理する工程と
からなることを特徴とする鋳造方法。
【請求項１３】
前記熱処理は、F、T5、T6、または、T7調質工程からなることを特徴とする請求項１２記載の鋳造方法。
【請求項１４】
前記T5調質工程は、約1/2時間から約10時間の間の約150℃から250℃の温度での人工時効からなることを特徴とする請求項１３記載の鋳造方法。
【請求項１５】
前記T6調質工程は、約1/2時間から約6時間の間の450℃から550℃の固溶化熱処理と、焼入れと、ピーク強度への人工時効とからなることを特徴とする請求項１３記載の鋳造方法。
【請求項１６】
前記ピーク強度への人工時効は、約1/2時間から約10時間の間の約150℃から250℃の温度での処理工程からなることを特徴とする請求項１５記載の鋳造方法。
【請求項１７】
前記T7調質工程は、約1/2時間から約6時間の間の450℃から550℃の固溶化熱処理と、焼入れと、人工超過時効とからなることを特徴とする請求項１３記載の鋳造方法。
【請求項１８】
前記鋳造方法は、さらに、ＡＶＤＣによる鋳造工程からなることを特徴とする請求項１３記載の鋳造方法。
【請求項１９】
Mn含有量は、0.15wt％未満であり、さらに、真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造による鋳造工程からなることを特徴とする請求項１３記載の鋳造方法。
【請求項２０】
前記鋳造方法は、さらに、6mm以下の壁厚を提供するために、真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造と組み合わせて砂中子を利用する工程からなることを特徴とする請求項１９記載の鋳造方法。
【請求項２１】
前記鋳造体は、F、T5、T6、または、T7調質であり、100MPaから180MPaまでの範囲の引張強度を有し、10％より大きい臨界破壊ひずみを有することを特徴とする請求項１９記載の鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
関連出願の相互参照
本発明は、2005年10月28日に提出されたU.S.仮特許出願60/731,046の利益を主張するもので、その全内容および開示は、ここに十分に詳述されているように、参照して組込まれている。
【０００２】
本発明は、自動車用の使用に適したアルミニウム鋳造合金に関する。特に、本発明は、自動車用の使用に適した衝突特性を有するAl-Si-Mg鋳造合金に関する。
【背景技術】
【０００３】
アルミニウム合金は、低密度で良好な強度および耐腐食性を示すため、車両用のフレーム構造として非常に好都合である。さらに、アルミニウム合金は、車両用フレームの剛性および性能特性を改良するために用いることができる。さらに、アルミニウム車両フレームは、従来の重量のある鋼鉄フレームの車両のデザインに認められていたのと同様の強度と耐衝撃性を保持すると考えられる。
【０００４】
アルミニウム車体構造の重要な考察には、全車両重量の減少、および／または、車両性能の改良と同時に耐衝撃性が含まれている。自動車用に利用する場合、耐衝撃性は、客席（助手席）の許容し難い歪みや、または、運転者の急激な減速を招くことなく、若干の衝突衝撃に耐えるように車両の能力に反映することになる。衝突に当たっては、車両の躯体構造は規定の方針で変形するべきであり、構造により吸収された変形のエネルギーが衝撃の運動エネルギーと均衡を保つべきであり、客席の完全性が維持されるべきであって、主要躯体構造は運転者の減速が最小になるような方法で破壊されるべきである。
【０００５】
自動車用のアルミニウム鋳造部品に対する高度な破壊特性（耐性）への要求は、特に、これらに限られることはないが、ブラケット、ノード（例えば、Ａ‐ポスト、Ｂ‐ポスト、Ｃ‐ポスト、等）、クラッシュボックス、クロスメンバー、サブフレーム、エンジンクレードル、等を含む本体構造に関して非常に増加している。しかしながら、最も一般的なアルミニウム鋳造合金、A356は、T6調質（temper）でさえ、粉砕性が乏しい。耐衝撃性の１つの特性は、Yehによって発展されたような臨界破壊ひずみ（critical fracture strain；ＣＦＳ）である。J.R. Yeh「耐衝撃性設計に対するアルミニウム破壊モデルの発展」、レポートNo. 99-016, 1999-03-11参照。A356‐T6の臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）は、約5‐6％である。通常、衝突感知部品および応用品に要求される臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）は、約10％、または、それ以上である。
【０００６】
従って、新規の合金および熱処理が、均衡のとれた強度および耐衝撃性を備えた鋳造部品を製造するために必要とされる。
【発明の開示】
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、フレーム部品を含むがこれに限定されない自動車用の部品に適した引張強度および臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を持つ重力または低圧金型モールド、高圧ダイカスト、または、砂型鋳造に適したAl-Si-Mgベース合金を提供する。
【０００８】
ある実施例では、発明は、発明性のあるAl-Si-Mg合金により製造された鋳物が、約100ＭPaから約180Mpaの降伏強度、10％から20％の伸長、および、少なくとも10％の臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を達成するF、T5またはT6調質に適するような、重力または低圧金型モールド、高圧ダイカスト、砂型鋳造、または類似する鋳造工程用のための発明性のあるAl-Si-Mgベース合金からなる。
概略で、本発明のAl-Si-Mg合金の組成は、原則的に以下からなる。
約6.0wt％から約8.0wt％のSi；
約0.12wt％から約0.25wt％のMg；
約0.35wt％以下のCu；
約4.0wt％以下のZn；
約0.6wt％以下のMn；
約0.15wt％以下のFe；および
アルミニウムおよび不純物の均衡。
【０００９】
本発明のある実施例では、Al-Si-Mg合金は、均衡がAlおよび不純物からなるような、約6.5wt％から約7.5wt％のSiと、約0.12wt％から約0.20wt％のMgと、約0.15wt％未満のMn好ましくは約0.05wt％未満のMnと、約0.10wt％未満のFeと、からなり、真空ライザーレス鋳造（ＶＲＣ）／加圧ライザーレス鋳造（ＰＲＣ）、金型鋳造または砂型鋳造によって提供される。
【００１０】
本発明の他の実施例では、Al-Si-Mg合金は、高圧ダイカストまたはアルコア真空ダイカスト（ＡＶＤＣ）により提供され、均衡がAlおよび不純物からなり、約6.5wt％から約7.5wt％のSiと、約0.12wt％から約0.20wt％のMgと、約0.5wt％から約0.6wt％のMnと、約0.10wt％未満のFeと、からなる。増加したMn含有物は、含有Mnが鋳造のモールドに付着する傾向を低減するので、鋳造工程におけるモールドの結合（半田付け）（soldering）を減少させる。
【００１１】
好ましい一実施例では、Si含有量は6.5wt％から7.5wt％の範囲であり、Mg含有量は約0.12wt％から約0.19wt％の範囲である。
【００１２】
本発明の他の実施態様によれば、発明のAl-Si-Mg合金組成を取り入れた工程では、鋳造されてT5またはT6調質処理されることにより、A356に相当する引張強度を有し、A356より大きな臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を有する鋳物が製造される。A356は、通常、Al-7Si-0.35Mgの組成を持ち、T5またはT6調質に熱処理された場合に、190MPaから240MPaの引張降伏強度（ＴＹＳ）を有し、5％から6％の臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を有する。
【００１３】
発明の工程の合金熱処理は、目標とされた性能の範囲によって決まり、自然時効、T4、T5、T6およびT7の範囲に及ぶ。
【００１４】
鋳造の複雑性は、出来た製品の形状が、既存の鋼設計に相当するか、若しくは、それより高い目標の剛性性能を達成することを許容している。
【００１５】
図１は、応力ｖ．ひずみ曲線を表す。
【００１６】
図２（断面図）は、３点曲げ試験を表す。
【００１７】
図３ａ‐３ｄは、T5調質で処理された曲げ試験試料を図示する。
【００１８】
図４ａ‐４ｄは、T6調質で処理された曲げ試験試料を図示する。
【００１９】
図５は、本発明の範囲内のアルミニウム合金からなる高圧ダイカストの曲げ性能のプロットを表す。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明は、自動車用鋳物に対する均衡のとれた強度と耐衝撃性を有する鋳造合金組成を提供することを目的とする。概略、発明の鋳造合金は、
6.0wt％‐8.0wt％のSi,
0.12wt％‐0.25wt％のMg,
0.35wt％未満のCu,
4.0wt％未満のZn,
0.6wt％未満のMn,
0.15wt％未満のFe,
少なくとも１つのシリコン・モディファイア
少なくとも１つの細粒化要素、および、
アルミニウムおよび不純物の均衡
からなる。
【００２１】
全ての成分の割合は、他に指示がない限り、ここでは重量パーセント（wt％）による。全ての値の数値域に関して、その範囲は、規定された最小範囲から最大範囲の間のあらゆる数、および／または、割合を含むと理解される。例えば、約6.0wt％‐8.0wt％のSiの範囲は、約6.1、6.2そして6.3wt％の全ての中間値、8.0wt％のSiを含む全ての値までを明確に含む。「不純物」の用語は、鋳造装置からの要素の侵出を含む溶解物の全ての汚染（混合）を意味する。不純物の許容範囲は、各不純物成分に対して0.05wt％未満であり、全不純物含有量に対して0.15wt％未満である。
【００２２】
本発明のアルミニウム鋳造合金は、過剰シリコンの存在下で臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を増加するMg濃度を有する。シリコンは、鋳造合金中で高流動性と低収縮を促進することにより、可鍛性を増加するが、増加したシリコン含有量は、低い耐衝撃性の鋳造体となるシリコン粒子の形成をもたらす。
一つの実施例では、本発明のMgの濃度は、粒子境界で過剰な析出物の形成なしに、析出物による硬化が自動車用の使用に適した引張強度と10％以上の臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）をもつ鋳造合金が提供できるように、金属溶液内でMg2Siの析出物を適切な比率で生成するように選択される。
【００２３】
臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）は耐衝撃性を特徴付けるのに用いられる１つの評価である。ＣＦＳは、試験された合金のサンプルから作成された工学応力 v. ひずみ曲線から得ることができる。応力 v. ひずみ曲線は、準静的自由曲げ試験（ASTME190）、準静的破壊試験、準静的軸破壊、または、準静的３点曲げを用いて決めることが出来る。
【００２４】
応力 v. ひずみ曲線を使用することで、図１に図示するように、最大荷重１０（εｍ）での工学ひずみ、最大荷重１５（δｍ）での工学応力、そして、破壊荷重２０（δｆ）での工学応力が決定され、工学細化ひずみ（engineering thinning strain）（εt,eng）を提供するために下記の方程式に入力できる。
εt,eng=εｍ，/2＋(1−(εｍ，/2))ｘ(1−(δｆ/δｍ))
【００２５】
工学細化ひずみ（engineering thinning strain）（εt,eng）は、その後、下記の方程式で臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）を導き出すために使用される。
ＣＦＳ=−In(1−εt,eng）
【００２６】
一般に、高いＣＦＳ値を有する材料は、低いＣＦＳ値を有する材料より、大きな変形下でより良く機能する。通常、従前の材料および合金組成は、10％未満のＣＦＳ値を特徴とする場合、破壊試験の間に厳しいクラッキングに合う。
【００２７】
一つの実施例では、発明の耐衝撃性の合金組成は、下記の組成範囲（全て重量パーセント）を備えた重力若しくは低圧金型モールド、または、砂型鋳造のAl-Si-Mgベース合金からなる。
6.0wt％から8.0wt％のSi，
0.12wt％から0.25wt％のMg，
0.35wt％未満のCu，
4.0wt％未満のZn，
0.6wt％未満のMn，および
0.15wt％未満のFe。
【００２８】
別の実施例では、発明にかかる耐衝撃性のある合金の組成は、増加したマンガン含有量が鋳造工程の間に合金がモールドに付着する可能性を減少させて、金型結合を防止するように、マンガンwt％が0.55に増加できるような、高圧ダイカストのためのAl-Si-Mg合金からなる。
【００２９】
鋳造合金のCuレベルは合金の強度性能が増加するように増加できる。しかし、Cu含有量を0.35wt％より大きく増加することは、延性において不利な効果を持つ可能性がある。Zn含有量は凝固速度に対する合金の感度を低減するように増加できる。凝固速度が、モールド表面と直接接触している鋳物の部分とを対比して、鋳物の中央大部分ではかなり異なるような、大きな厚さの鋳物の場合、Zn含有量を増加させることは、特に有用である。
【００３０】
発明の合金組成は、さらに、Si調整剤（modifiers）および微細化剤（grain refiners）を含む。ある実施例では、Si調整剤は、Si調整剤がCa、Na、Sr、およびSbからなるグループから選択される0.02wt％以下の量で、上記の合金組成の中に含むことができる。ある実施例では、微細化剤は、二ホウ化チタン,TiB2、または、炭化チタン,TiCを含めることができる。二ホウ化チタンが微細化剤として用いられる場合、合金中のホウ素の濃度は0.0025wt％から0.05wt％の範囲にすることができる。同様に、炭化チタンが微細化剤として用られる場合、合金中の炭素の濃度は0.0025wt％から0.05wt％の範囲にすることができる。典型的な微細化剤は、TiCまたはTiB２を含むアルミニウム合金である。
【００３１】
本発明のある実施態様は、上記合金組成から鋳物を形成する工程であり、特定の熱処理を含む。この合金熱処理は性能目標の範囲および種類によって決まり、自然時効、T4、T5、T6およびT７調質の範囲に及ぶ。ある実施例では、T5熱処理は、通常、1/2時間から10時間の間、約150℃から250℃の温度の人工時効処理を含む。
【００３２】
T６処理は、典型的に、約1/2時間から約6時間の間の450℃から550℃の固溶化熱処理から始まる３段階処理を含む。固溶化熱処理に続いて、空気焼入れ、強制空気焼入れ、液体噴霧焼入れ、または、液体浸水焼入れを使用して、焼入れ工程が行なわれる。鋳物が変形されない限り、または、残留応力が鋳物表面に引き起こされない限り、焼入れ速度は増加でき、また、過飽和溶液中の析出物要素の割合が鋳物の強度の実質的な減少に不利な影響を与えない限り、焼入れ速度は減少できることにることに留意する。焼入れに続いて、鋳物は、T5調質の工程で使用されるのと類似する時効工程となるように、強度を最大にするように人工的に時効される。
【００３３】
T4処理は、通常、T6と同様に３段階処理を含むが、T6熱処理では鋳物が高温で人工的に時効されるのに対して、T4処理の最後の段階では、鋳物は自然時効される。さらに具体的に言うと、T4処理の第一段階は、好ましくは、約1/2時間から約6時間の間の450℃から550℃の固溶化熱処理である。固溶化熱処理に続いて、空気焼入れ、強制空気焼入れ、液体噴霧焼入れ、または、液体浸水焼入れを使用して、焼入れ工程が行なわれる。焼入れに続いて、鋳物は自然に時効される。
【００３４】
T7熱処理は、T6と類似しており、固溶化熱処理、焼入れ、および、時効工程手段からなる。人工時効ステップがピーク強度のために行なわれるT6調質に対して、T7熱処理の時効工程ステップでは、幾つかの実施例において鋳造の過時効は強度に対しては否定的な影響を有するが、耐腐食性を有利に増加するので、過時効まで続く。
【００３５】
鋳造の複雑性は、出来た製品の形状が、既存の鋼設計に相当するか、若しくは、それより高い目標の剛性性能を達成することを許容している。
【００３６】
目標とされたAl-Si-Mg合金の組合せ、および、製造工程は、衝突応用に適した鋳物を提供する。
【００３７】
ある実施例では、本件合金の真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造（ＶＲＣ／ＰＲＣ）は、鋳物部分が３ｍｍまたはそれより高い壁厚を持つように、鋳物が固体または空洞となるあらゆる部分の鋳造を許容する非常に順応性のある工程要素を提供する。
【００３８】
真空ライザーレス鋳造（ＶＲＣ）／加圧ライザーレス鋳造（ＰＲＣ）法は、自動車用シャーシおよびサスペンション部材の高品質アルミニウムの大量生産に適している。ＶＲＣ／ＰＲＣは、低圧力の鋳造工程であり、幾つかの実施例では、圧力はおよそ6.0Psiとすることができる。ＶＲＣ／ＰＲＣでは、モールドは密閉された加熱炉の上方に位置し、鋳造キャビティは供給管により溶湯に接続される。溶湯は、Arのような不活性ガスを適用して加熱炉に圧力を適用することにより、モールドキャビティへ引き込まれる。一定の溶湯レベルがＶＲＣ／ＰＲＣ装置の加熱炉の中で維持され、時々、伝統的な低圧力システムで起こるバックサージ（back-surges）を回避する。
【００３９】
多数の充填管（ストーク）は、モールドキャビティ内に理想的な金属配分を供給する。モールドと溶湯表面との間の密結合で結合された多数の充填ポイントは、低い金属温度を許容し、水素および酸化物の混入を最小限にし、鋳物中のひけ傾向領域の最大供給を提供する。また、多数の充填管は、モールド内に、さらに多数の独立したキャビティを許容する。慎重に配列された熱制御は、充填管への過度の戻りから鋳物を素早く凝固させ、押し湯を供給するように機能する。
【００４０】
本発明の他の実施例では、合金はダイカスト応用、好ましくは、アルコア真空ダイカスト（ＡＶＤＣ）のような高圧ダイカストに利用できる。ＡＶＤＣのより詳細な考察は、U.S. Patent No. 5,246,055、発明の名称「ピストンの後方に圧力を制御する装置および方法を備えた真空ダイカスト機構」に記載され、参照することにより全体として援用される。
【００４１】
ダイカストは、溶融金属が高速度および高圧で、好ましくは高品質鋼で作られたモールド（ダイ）キャビティ内へ、注入される工程である。理想の条件下では、金属はキャビティが充填される前に凝固しない。
【００４２】
アルコア真空ダイカスト（ＡＶＤＣ）は、高圧ダイカストの方式であり、真空下の溶湯をショット管へ引き込み、高圧下でダイへ注入するように、ＡＶＤＣでは、好ましくは、ダイキャビティおよびショットシステムの全てを中空にしている。ＡＶＤＣは、実質的に、ショットシステムおよびダイキャビティの中の大気を低減、好ましくは除去する。これを達成にするために、ショットおよびダイキャビティシステムは、高真空下におかれた場合、好ましくは、周囲空気を引き込むことを避けるためによく密閉される。典型的なダイカストと比較して、ＡＶＤＣは、典型的なダイカストによって供給されることのできる高水準真空よりも少なくとも１桁大きな真空を提供する。もし、ショットシステムおよびダイキャビティ中の空気が、本質的に除去されるならば、キャビティが充填する間に溶融金属の中に、ほとんど、または全く空気が混ざることなく、そして、取込まれなくすることができる。
【００４３】
６Psiの圧力を提供する低圧真空ライザーレス鋳造（ＰＲＣ）／加圧ライザーレス鋳造（ＰＲＣ）と比較して、幾つかの実施例で、ＡＶＤＣが10Ksi、または、それ以上の圧力を供給するように、ＡＶＤＣはＶＲＣ／ＰＲＣ鋳造操作より生成される圧力より大きな高圧を産出する。
【００４４】
一実施例では、可能な曲げ性能の利点が、ＶＲＣ／ＰＲＣによって用意された鋳物と比較した場合に、通常、高圧ダイカストによる合金鋳物に見られるのに対し、本発明の合金をＶＲＣ／ＰＲＣで鋳造すると、予期に反してＡＶＤＣ鋳造のような高圧ダイカストによる鋳物に相当する曲げ性能が提供できる。
【００４５】
ＡＶＤＣは、通常、ＶＲＣ／ＰＲＣより高い凝固速度を提供し、そのため、より小さな結晶粒サイズ、より小さな粒子サイズ、そして、より小さな樹枝状結晶間隔を有する鋳物をもたらし、より大きな延性、および、より大きな曲げ性能に寄与する。望外ではあるが、本発明の鋳造合金を利用することによって、ＶＲＣ／ＰＲＣ鋳造技術を使用して形成される鋳物において相当する曲げ性能が得られる。鋳造合金のMg含有量は、Mg2Si粒子の形成を減少するように調整される。また、６mm以下の壁厚の、好ましくは、4.00mmで、可鍛性に悪影響を与えない限りにおいて2.0mm以下のものを製造するために砂中子を利用することにより、鋳物の厚さも同時に減少できる。
【００４６】
下記の実施例は、本発明を更に詳しく説明して、そこから生じる幾つかの利点を実証するように提供される。発明は開示された特定の実施例に限られない。
【実施例１】
【００４７】
実施例１：臨界破壊ひずみ
発明の合金組成の内、３つの合金組成を示す鋳物は、好ましくは、方向性凝固モールドおよび金型モールドである。金型モールドシステムの一つの実施例では、真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造を含む。試験された各合金サンプルの組成は表１に与えられており、そのサンプルＡは、方向性凝固モールドにより実験室規模で用意され、サンプルＢおよびＣは、約4mmの厚さの壁を有する中空鋳物を提供する砂中子を利用した真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造モールドにより、生産規模で用意された。
表１：合金の組成
【表１】
2009513833.tif 000003
【００４８】
鋳造に続き、サンプルは空気冷却された。鋳造工程に関わらず、方向性凝固モールドおよび金型モールドによる鋳造組織の凝固速度は実質的に等しい。鋳造組織はF、T5、またはT6調質に熱処理された。T5熱処理は、1/2時間から10時間までの間の150℃から250℃の範囲の温度での人工時効からなる。T6処理は、約1/2時間から約6時間までの間の450℃から550℃の範囲の固溶化熱処理、流体焼入れ、および1/2時間から10時間までの間の150℃から250℃の温度での人工時効からなる。
熱処理に続き、鋳物は試験サンプルへ機械加工され、ASTM B557に従って、引張試験を受けた。（ASTM B557：鍛造および鋳造アルミニウム・マグネシウム合金製品の引張試験参照）。最大抗張力、引張降伏強度、および表１に記載された合金の伸長が記録された。応力ひずみ曲線が、表１に記載されたそれぞれの合金に対して与えられ、そこから臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）が決定された。臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）、最大抗張力（ＵＴＳ）、引張降伏強度（ＴＹＳ）、および伸長は、表２に記録された。
表２：合金の引張特性およびＣＦＳ
【表２】
2009513833.tif 000004
【００４９】
結果は、合金組成および熱処理を制御することにより、強度および耐衝撃性の適切な組み合わせが、自動車用の適用に対するAl-Si-Mg合金において達成できることを示している。高い延性および高い臨界破壊ひずみが、発明の合金において、一般に観察される。T5調質およびT6調質の双方は、合金の強度を増加する。しかしながら、強度の増加とともに観察された延性および臨界破壊靭性の減少は、T5調質と比較した場合、T6調質では低い。
【実施例２】
【００５０】
実施例２：曲げ試験におけるクラッキングの外観検査
ＶＲＣ／ＰＲＣ鋳物が、表１に記載されたような合金組成Ｃを使用して、T5調質およびT6調質処理で用意され、曲げ試験およびクラッキングの外観検査を受けた。鋳物は、約4.0mmの厚さの壁を備えるように砂中子を使用して上記で表されたように、（ＶＲＣ）／（ＰＲＣ）鋳造技術により用意された。T5熱処理およびT6熱処理の温度は、実施例１で説明された熱処理の記述と同様であった。熱処理の時間は、特定の合金の強度変更に対する曲げ性能を試験するために変更された。
表３：合金の組成と調質
【表３】
2009513833.tif 000005
【００５１】
サンプル１および２は、T5調質で処理され、サンプル１の時効時間はサンプル２の時効時間より大きかった。サンプル３および４は、T6調質で処理され、サンプル４の時効時間はサンプル３の時効時間より大きかった。
【００５２】
熱処理に続き、サンプルは、約60mmの長さ、約30mmの幅、および、約2mmの厚さを有する試験プレート３０ａ、３０ｂへ機械加工された。
【００５３】
引張降伏強度（ＴＹＳ）および臨界破壊ひずみ（ＣＦＳ）は、実施例１で論じた方法に従って測定され、外観曲げ試験に関して比較するために、ここに記載された。
【００５４】
図２に示すように、曲げ試験は３点曲げ試験と同様であり、基点２５は円筒形状を有し、荷重突出部３５はくさび形状を有する。作動の間、荷重くさびは、試験プレート３０ａ、３０ｂの中央線に接触し（変形前の試験プレートは参照番号３０ａにより示され、変形後の試験プレートは参照番号３０ｂにより示される）、試験プレート３０ａ、３０ｂを基点に対抗して変形する。試験プレート３０ａ、３０ｂの変形は、変形プレート３０ｂの変位Ｄ１の頂点Ａ１で、変形前のプレート３０ａに平行で頂点Ａ１を通る平面ｐ１に対して約１５°の角度α１が形成されるまで続けられる。
【００５５】
曲げ試験に続いて、サンプルはクラッキングに対して視覚的に検査された。クラッキングの発生は、クラッキングを表さないサンプルよりも衝撃適応に対し安定性の少ないサンプルを示している。
【００５６】
図３ａおよび３ｂを参照すると、試験プレートが曲げ表面上で視覚的クラッキングを伴い15°の角度に変形されたサンプル１に対する図的記述が提供されている。特に、サンプル１は、約144MpaのＴＹＳを提供するための時効時間を伴うT5調質で、合金組成Ｃにより構成された。
【００５７】
図３ｃおよび３ｄを参照すると、試験プレートが曲げ表面上で実質的な視覚的クラッキングなしで15°の角度に変形されたサンプル２に対する図的記述が提供されている。特に、サンプル２は、サンプル２に使われた時効時間がサンプル１の時効時間より少なくなるような、約110MpaのＴＹＳを提供するための時効時間を伴うT5調質で、合金組成Ｃにより構成された。サンプル１と２の比較は、時効時間を増加が、ＴＹＳを増加する一方で、また、耐衝撃性減少をもたらすクラッキングの発生を増加することを示す。
【００５８】
図４ａおよび４ｂを参照すると、試験プレートが曲げ表面上で実質的に視覚的クラッキングなしで15°の角度に変形されたサンプル３に対する図的記述が提供されている。特に、サンプル３は、約135MpaのＴＹＳを提供するための時効時間を伴うT6調質で、合金組成Ｃにより構成された。
【００５９】
図４ｃおよび４ｄを参照すると、試験プレートが曲げ表面上で視覚的クラッキングを伴い15°の角度に変形されたサンプル４に対する図的記述が提供されている。特に、サンプル４は、サンプル４に使用された時効時間がサンプル３に使用された時効時間より大きくなるような、約180MpaのＴＹＳを提供ための時効時間を伴うT6調質で、合金組成Ｃにより構成された。サンプル３と４の比較は、時効時間の増加が、ＴＹＳを増加する一方で、耐衝撃性を減少することを示す。
【００６０】
さらに、曲げ試験の間のクラッキングと、10％未満の臨界破壊ひずみとの間に相互関係が存在することに注意する。特に、表３、図３ａ‐３ｄおよび図４ａ‐４ｄに関して、サンプル１およびサンプル４のように、10％未満の臨界破壊ひずみにより特徴付けられる熱処理および合金に対する曲げ試験で外観クラッキングが観察されることに気づく。
【実施例３】
【００６１】
実施例３：高圧ダイカストおよび真空ライザーレス鋳造（ＶＲＣ）／加圧ライザーレス鋳造（ＰＲＣ）の曲げ性能比較
本発明の合金組成を示す試験サンプルは、真空ライザーレス鋳造／加圧ライザーレス鋳造および高圧ダイカストを使用して用意された。試験サンプルは、熱処理され、試験プレート３０ａ、３０ｂへ機械加工されて、曲げ試験を受けた。合金組成は、約9.0‐10.0wt％のSi、約0.2wt％のMg、約0.5‐0.6wt％のMn、およびアルミニウムと不純物の均衡から構成された。
【００６２】
ＶＲＣ／ＰＲＣ試験サンプルは、約4.0mmの壁厚を提供するために砂中子を使用して鋳造された。ダイカスト試験サンプルは、約2.5mmの厚さを有した。
【００６３】
試験サンプルは、T6調質で熱処理されてＶＲＣ／ＰＲＣ鋳造工程を使用して形成された。T6調質は、約1/2時間から約6時間の間の450℃から550℃の範囲の固溶化熱処理と、液体焼入れと、1/2時間から10時間の間の150℃から250℃の範囲の温度での人工時効で構成された。
【００６４】
試験サンプルは、高圧ダイカストを使用して形成され、また、約250℃から300℃の範囲の僅かに高い時効温度で、ピーク強度に熱処理された。熱処理に続き、試験サンプルは、約2.0mmの厚さを有する試験プレート３０ａ、３０ｂへ機械加工された。
【００６５】
曲げ試験は、ＶＲＣ／ＰＲＣ鋳造および高圧ダイカストについて行なわれた。図２に示すように、曲げ試験は３点曲げ試験と同様であり、基点２５が円筒形状を有し、荷重突出部３５がくさび形状を有する。作動する間、荷重突出部３５は試験プレート３０ａ、３０ｂの中心線と接触して、基点に反して試験プレート３０ａ、３０ｂを変形させる。試験プレート３０ａ、３０ｂの変形は、クラッキングの発生が視覚的に確認されるまで続けられる。力が鋳物およびクラッキング発生での曲げ角度に加えられた。
【００６６】
鋳物に加えられた力は、荷重突出部３５を経て加えられた力である。図２に示すように、破損角度は、クラッキングが視覚的に確認された角度ａ１である。破損角度ａ１は、変形前のプレート３０ａに平行で、頂点Ａ１を通る平面ｐ１に対して、変形プレート３０ｂの変位Ｄ１の頂点Ａ１から測定される。本発明の合金から形成されたＶＲＣ／ＰＲＣ鋳物および高圧ダイカスト鋳物に対する破損角度ａ１および力は、表４に記録される。
表４：高圧ダイカストおよびＶＲＣ／ＰＲＣの曲げ性能の比較
【表４】
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【００６７】
表４に示すように、ＶＲＣ／ＰＲＣ鋳造の曲げ性能は、高圧ダイカストの曲げ性能に相当した。特に、ＶＲＣ／ＰＲＣ鋳物（サンプル＃１‐４）は、44°から52°の範囲の角度破損が記録され、高圧ダイカスト鋳物（サンプル＃６‐１４）は40°から54°の範囲の角度破損が記録された。
【００６８】
図５は、ｙ軸が荷重突出部３５を経て加えられた力（Ｎ）を示すように、表４（サンプル＃６‐１４）に記録された高圧ダイカスト・サンプルの曲げ性能を表すプロットを図示しており、変位（mm）は、荷重突出部の力がもたらしたプレート３０ｂの頂点での変位を表す。それぞれのプロットデータ線は、明確にするためにデータ線がｘ軸に沿って偏移していくように試験サンプルを表している。各曲線の上方の領域は、曲げの間に外観クラッキングをもたらす力と変位を表し、各曲線の下方の領域は、外観クラッキングをもたらさない力と変位を表す。
【００６９】
本発明は、好ましい実施例について詳細に記載され、示されているとともに、形式および詳細における先述のおよび他の変更が、本発明の精神と範囲を逸脱しない範囲で可能であることが当業者によって理解されるだろう。従って、本発明は、記載され図示された詳細および形式に限られないが、添付の請求項の範囲に従うことを意図する。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】応力ｖ．ひずみ曲線
【図２】３点曲げ試験の断面図
【図３ａ】Ｔ５調質で処理された曲げ試験試料
【図３ｂ】Ｔ５調質で処理された曲げ試験試料
【図３ｃ】Ｔ５調質で処理された曲げ試験試料
【図３ｄ】Ｔ５調質で処理された曲げ試験試料
【図４ａ】Ｔ６調質で処理された曲げ試験試料
【図４ｂ】Ｔ６調質で処理された曲げ試験試料
【図４ｃ】Ｔ６調質で処理された曲げ試験試料
【図４ｄ】Ｔ６調質で処理された曲げ試験試料
【図５】本発明の範囲内のアルミニウム合金からなる高圧ダイカスト鋳物の曲げ性能のプロット
【図１】
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【図２】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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【図３ｃ】
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【図３ｄ】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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【図４ｃ】
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【図４ｄ】
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【図５】
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【国際調査報告】
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