(57)【要約】【課題】抗張力、０．２％耐力及び伸びがバランス良く高いレベルで得られる高靱性Ａｌ合金鋳物を提供する。【解決手段】質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上であることを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物。
【請求項２】
質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、前記組成の合金を鋳造し、５１５〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６５〜１８５℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靱性Ａｌ合金鋳物及びその製造方法に係り、特に、種々の機械的特性に優れたＡｌ合金鋳物の製造技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ合金鋳物は、車体、サスペンション部材、サブフレーム部材、各種継手部材、及びアルミホイール等のシャーシ構成部品等に使用して好適であり、このような合金については種々の技術が開示されている。
【０００３】
このようなＡｌ合金鋳物としては、伸び、衝撃値、引張強さ、耐力、及び耐食性を向上させることを目的として、質量比で、Ｓｉ：１．６５〜４．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ｆｅ：０．２％以下であり、残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物の組成からなり、Ａｌ基地中の共晶Ｓｉの面積率が１５％以下、伸びが１５％以上、且つ衝撃値が３０〜４０×１０４Ｊ／ｍ２以上である高靱性Ａｌ鋳物が提案されている（特許文献１参照）。この高靱性Ａｌ鋳物は、Ｓｉ含有量を低く抑えた組成で、鋳造後、共晶温度近傍の高温に急冷する高温溶体化処理を行い、しかる後に時効処理を適切に施すことで、優れた伸び及び衝撃値を実現することができる。また、このＡｌ鋳物は、同様に、高温溶体化処理を行い、しかる後に長時間時効処理を行うことで、優れた引張強さ、耐力、及び耐食性を実現することができる。このような技術によれば、部品の薄肉化に伴う軽量化を図ることでき、しかも低圧鋳造又は重力鋳造を適用することができるため、生産性を向上することができる。
【０００４】
また、優れた靱性を実現するとともに、金型への焼き付きの発生を防止することを目的として、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．２％≦Ｆｅ≦０．５％、０．１％≦Ｔｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、金属組織におけるα相の粒径ｄが５０μｍ以下である高靱性Ａｌ合金鋳物が提案されている（特許文献２参照）。この技術では、高靱性Ａｌ鋳物の組成を上記特許文献１と同等の組成とした上で、Ｆｅの含有量を画期的な０．２質量％を超えるものとすることにより、優れた靱性と金型への焼き付き防止とを共に実現することができる。なお、特許文献２に記載の高靱性Ａｌ合金鋳物は、上記組成のＡｌ合金溶湯を加圧下で金型のキャビティに充填し、次いで溶湯の凝固が完了するまで冷却速度を５℃／Ｓに制御して得られるものであり、靱性等の物性は、特許文献１に記載の鋳物と同等であるが、生産性がさらに改善されている。
【０００５】
【特許文献１】特開平９−２７２９４２号公報（要約書）
【特許文献２】特願２００３−４２０４０５号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１、２に記載された技術では、得られる鋳物の機械的諸性質のうち、特に伸びや衝撃強度等の靱性について、十分な値が得られていない。例えば、特許文献１の請求項４に記載の鋳物では、引張強さが２４０ＭＰａ以上であり、しかも０．２％耐力が１４０ＭＰａ以上であるが、衝撃値が１９×１０４と低い。よって、近年においては、抗張力、０．２％耐力及び伸びがバランス良く高いレベルで得られるＡｌ合金鋳物の技術開発が要請されていた。
【０００７】
本発明は、上記要請に鑑みてなされたものであり、抗張力、０．２％耐力及び伸びがバランス良く高いレベルで得られる高靱性Ａｌ合金鋳物及びその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記のように、抗張力、０．２％耐力及び伸びが、バランス良く高いレベルで得られる、高靱性Ａｌ合金鋳物について、鋭意、研究を重ねた。その結果、特許文献１，２に記載されている技術を用いてＡｌ合金鋳物を製造した場合には、優れた鋳造性、中でも溶湯の優れた流動性が得られず、これにより、機械的諸性質がバランス良く実現されないという知見を得た。そこで発明者等は、このような知見の下、Ｎｉが溶湯の流動性を向上させることを利用して、上記特許文献２に示すように合金成分中のＦｅ及びＴｉ含有量を限定する代わりに、Ｎｉ含有量を限定する試みを行った。その結果、発明者等は、上記課題を解決することができるとの知見を得た。即ち、一般に、アルミニウム合金にＮｉを含有させると、溶融時の流動性が改善されることが知られている。但し、Ｎｉを含有させると、機械的性質のうち、伸びが低下する。このため、Ｎｉ含有量には好適な上限値を設ける必要があるが、種々の検討の結果、０．３質量％までであれば、伸びがほとんど低下しないことも判明した。本発明は、このような知見に鑑みてなされたものである。
【０００９】
即ち、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上であることを特徴としている。なお、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物には、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔｉ−Ｂ等のα−Ａｌ相微細化剤を含有させることができる。
【００１０】
また、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、上記組成の合金を鋳造し、５１５〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６５〜１８５℃の温度で時効処理を施すことを特徴としている。なお、このような高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法においては、鋳造時の凝固速度を５℃／秒以上とすることで、Ｎｉの含有量を６質量％までに引き上げ、さらに流動性を向上させ、結果的に、Ａｌ合金鋳物の、抗張力、０．２％耐力及び伸びを、バランス良くさらに高いレベルで実現することができる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物によれば、合金中のＮｉ含有量の適正化を図ることにより、Ａｌ合金鋳物の、溶融時の流動性を改善し、優れた抗張力、０．２％耐力及び伸びをバランス良く高いレベルで実現することができる。なお、以下に、本発明の作用効果をより詳細に説明する。
【００１２】
一般的な高靱性鋳造Ａｌ合金において、Ｓｉ含有量を５質量％未満として高靱性化を図ったものは、Ｓｉの潜熱作用に起因する流動性向上の効果が十分に得られないため、溶湯の流動性に乏しい。また、線膨張係数もＳｉ含有量が多いＡｌ合金に比して比較的大きく、さらに鋳造時の熱間収縮率も比較的大きい。このため、Ｓｉ含有量の低いＡｌ合金では、厚肉部の鋳巣量が多くなり、熱間凝固割れ性も高い。
【００１３】
このようなＳｉ含有量の低いＡｌ合金の欠点を改善すべく、Ａｌ合金に遷移金属元素（例えば、Ｎｉ）を含有させた場合には、鋳造時にα−Ａｌ相が増加する過程で遷移金属元素と、Ａｌとその他の構成元素とからなる硬質化合物が晶出する。この硬質化合物発生時の潜熱が、鋳造性、中でも流動性に寄与する。また、上記硬質化合物は、半溶融時の粒界に発生するため、高温強度を付与し、熱間割れを防止することができる。
【００１４】
以上の効果が好適に奏されるＮｉの含有量は以下のとおりである。即ち、Ｎｉ含有量が０．０５質量％以上で、流動性及び凝固収縮性が改善される一方、０．３質量％を超えると、靱性の評価基準である伸びが低下する。従って、Ｎｉ含有量の限定範囲を、０．０５〜０．３質量％とした。また、上記伸びの低下は、硬質化合物の発生が増大することに起因する。しかしながら、鋳造時の凝固速度を上昇させることで、硬質化合物が微細に分散して晶出し、靱性の低下を抑制することができる。なお、この効果を得る場合、凝固速度を５℃／秒以上とすることで、Ｎｉの含有量を０．６質量％まで上昇させることができる。なお、ここでいう冷却速度とは、凝固初期の区間における冷却速度であり、凝固全体の区間における平均速度ではない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下に、本発明の好適な実施形態を説明する。
本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である。このような合金中に各元素を含有させた理由、及びその含有量の限定理由は、以下のとおりである。
【００１６】
Ｓｉは、溶湯の流動性を良好なものとするとともに、Ａｌ合金鋳物の機械的特性を向上させる効果を有する。但し、Ｓｉ含有量が２質量％未満の場合には、溶湯の流動性が悪化するため、Ａｌ合金鋳物において鋳造欠陥が著しく増大する。一方、Ｓｉ含有量が４質量％を超える場合には、α−Ａｌ相の結晶粒界に分布するＳｉ結晶の量が増大するため、Ａｌ合金鋳物の靱性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は、２〜４質量％とした。
【００１７】
Ｍｇは、Ｔ６処理（所定の高温熱処理、急冷処理、及び時効処理を順次行う処理）によりＭｇ２Ｓｉを微細に分散析出させてＡｌ合金鋳物の強度を向上させる効果を有する。但し、Ｍｇ含有量が０．２質量％未満の場合には、上記効果が不十分である。一方、Ｍｇ含有量が０．５質量％を超える場合には、Ｍｇ２Ｓｉの析出量が過多となるため、Ａｌ合金鋳物の靱性が低下する。従って、Ｍｇの含有量は、０．２〜０．５質量％とした。
【００１８】
Ｃｕは、Ａｌへの高い固溶限に基づいてＡｌ合金鋳物の金属組織を固溶強化し、また、Ｔ６処理による分散析出により上記金属組織を分散強化する効果を有する。但し、Ｃｕ含有量が０．４質量％未満の場合には、Ａｌ合金鋳物における強度向上効果が十分でない。一方、Ｃｕ含有量が０．８質量％を超える場合には、Ａｌ合金鋳物の耐応力腐食割れ性が低下するのみならず、耐食性も悪化する。従って、Ｃｕ含有量は、０．４〜０．８質量％とした。
【００１９】
Ｎｉについては、上述したとおりであり、溶湯の流動性向上に寄与する元素である。但し、Ｎｉ含有量が０．０５質量％未満の場合には、溶湯の流動性向上に関する効果が十分でなく、また凝固収縮性についても優れた結果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が０．３質量％を超える場合には、靱性の評価基準である伸びが低下する。従って、Ｎｉ含有量は、０．０５〜０．３質量％とした。
【００２０】
次に、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法についての、各限定理由を詳細に説明する。
即ち、上記高靱性Ａｌ合金鋳物を製造する場合には、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．０５％≦Ｎｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が２１０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、上記組成の合金を鋳造し、５１５〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６５〜１８５℃の温度で時効処理を施す。
【００２１】
各合金元素の含有理由、及びその含有量限定理由は、上記したとおりである。鋳造法としては、例えば、金型重力鋳造法や一般的なダイカスト法を適用することができ、鋳造温度は７１５〜７３５℃、金型温度は金型重力鋳造法では１２０〜３５０℃、ダイカスト法では９０〜２５０℃が好ましい。
【００２２】
また、上記高温熱処理（溶体化処理）温度が５１５℃未満では、例えば、Ｚｒが含有されている場合に強化相と核サイト原子との均質化が十分進まない一方、５４０℃を超える場合には、部分的なバーニングが発生し、粒界強度が著しく低下するので好ましくない。従って、熱処理温度は５１５〜５４０℃とした。なお、この高温熱処理時間は、製品の寸法によるが、概して４〜６時間で十分な均質化が実現される。
【００２３】
さらに、時効処理温度が１６５℃未満では、強化相の析出が十分に得られないばかりでなく、処理時間が増大するため、不経済的である一方、１８５℃を超える場合には、析出時の強化相が成長し過ぎて、靱性を低下させるため好ましくない。従って、時効処理温度は１６５〜１８５℃とした。なお、時効処理時間は、概して６〜８時間が好ましい。
【実施例１】
【００２４】
以下、本発明を実施例により、さらに詳細に説明する。
〔各成分元素の影響〕                              
ベース材料として、Ａｌ−３Ｓｉ−０．６Ｃｕ−０．２５Ｍｇを用意し、各種含有元素を用いて表１に示す各組成の合金に調整した。次いで、得られた合金に、表１に示す種類の鋳造を行い、さらにＴ６処理（５２５℃で４時間の高温熱処理、急冷処理（７０℃）、及び１７５℃で６時間の時効処理）を施して、比較例１〜１２及び発明例１〜１３のＡｌ合金鋳物をそれぞれ得た。なお、鋳造の種類に関し、層流充填ＤＣ（２００ｔｏｎ）の場合は、型温を９０〜２５０℃とし、初速度を０．１５ｍ／ｓｅｃとし、射出速度を０．３ｍ／ｓｅｃとし、注湯温度を７３０℃とし、鋳造圧力を９０ＭＰａとした。また、舟形（ＧＤＣ）の場合は、型温を１２０〜３５０℃とし、注湯温度を７３０℃とした。
【００２５】
これらの比較例１〜１２及び発明例１〜１３のＡｌ合金鋳物についての、抗張力、０．２％耐力及び伸び、並びにＭＩＴ式流動長の測定結果を表１に併記するとともに、抗張力、０．２％耐力及び伸びの測定結果を図１〜８に示す。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
以下、表１に実証目的別に示した各系列ごとに、本発明の範囲が好適であることを確認する。
（系列１、系列５：Ｎｉ含有量の影響）
表１及び図１，２によれば、Ｎｉ含有量が本発明の範囲内である発明例１〜３については、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られている。これに対し、Ｎｉ含有量が本発明の範囲から逸脱している比較例１〜４については、Ｎｉ含有量が少ない場合には、抗張力及び０．２％耐力が十分ではなく、Ｎｉ含有量が過多の場合には、伸びが十分ではない。従って、Ｎｉ含有量の好適範囲が０．０５〜０．３質量％であることが実証された。なお、Ｎｉ含有量の増加に伴いＭＩＴ式流動長が増大することから、流動性はＮｉ含有量に比例するが、本発明の範囲内のＮｉ含有量であれば、流動性に問題はない。また、Ｎｉ含有量が本発明の範囲内であれば、鋳造の種類のいかんにかかわらず、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られることも実証された。
【００２８】
（系列２：Ｓｉ含有量の影響）
表１及び図３，４によれば、Ｓｉ含有量が本発明の範囲内である発明例４〜６については、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られている。これに対し、Ｓｉ含有量が本発明の範囲から逸脱している比較例５，６については、Ｓｉ含有量が少ない場合には、抗張力及び０．２％耐力が十分ではなく、Ｓｉ含有量が過多の場合には、伸びが十分ではない。従って、Ｓｉ含有量の好適範囲が２〜４質量％であることが実証された。
【００２９】
（系列３：Ｍｇ含有量の影響）
表１及び図５，６によれば、Ｍｇ含有量が本発明の範囲内である発明例７〜１０については、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られている。これに対し、Ｍｇ含有量が本発明の範囲から逸脱している比較例７，８については、Ｍｇ含有量が少ない場合には、抗張力及び０．２％耐力が十分ではなく、Ｍｇ含有量が過多の場合には、伸びが十分ではない。従って、Ｍｇ含有量の好適範囲が０．２〜０．５質量％であることが実証された。
【００３０】
（系列４：Ｃｕ含有量の影響）
表１及び図７，８によれば、Ｃｕ含有量が本発明の範囲内である発明例１１，１２については、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られている。これに対し、Ｃｕ含有量が本発明の範囲から逸脱している比較例９，１０については、Ｃｕ含有量が少ない場合には、抗張力及び０．２％耐力が十分ではなく、Ｃｕ含有量が過多の場合には、伸びが十分ではない。従って、Ｃｕ含有量の好適範囲が０．４〜０．８質量％であることが実証された。
【産業上の利用可能性】
【００３１】
以上説明したように、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物では、特に、合金中のＮｉ含有量の適正化を図ることにより、Ａｌ合金鋳物の、溶融時の流動性を改善し、優れた抗張力、０．２％耐力及び伸びをバランス良く高いレベルで実現することができる。従って、本発明は、今後益々高度な機械的諸性質がバランス良く要求されることが予想される、車体、サスペンション部材等に適用することができる点で、有用である。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】表１に示す系列１，５の各Ａｌ合金について、抗張力及び０．２％耐力の測定結果を示すグラフである。
【図２】表１に示す系列１，５の各Ａｌ合金について、伸びの測定結果を示すグラフである。
【図３】表１に示す系列２の各Ａｌ合金について、抗張力及び０．２％耐力の測定結果を示すグラフである。
【図４】表１に示す系列２の各Ａｌ合金について、伸びの測定結果を示すグラフである。
【図５】表１に示す系列３の各Ａｌ合金について、抗張力及び０．２％耐力の測定結果を示すグラフである。
【図６】表１に示す系列３の各Ａｌ合金について、伸びの測定結果を示すグラフである。
【図７】表１に示す系列４の各Ａｌ合金について、抗張力及び０．２％耐力の測定結果を示すグラフである。
【図８】表１に示す系列４の各Ａｌ合金について、伸びの測定結果を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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