(57)【要約】本発明は、特に鋳造法用のアルミニウム合金に関し、アルミニウム合金は、少なくともアルミニウム、マグネシウム、マンガン及び銅を有し、０．００１重量％〜０．５０重量％のモリブデン、０．０５重量％〜０．４５重量％のマグネシウム、０．０５重量％〜０．６０重量％のマンガン、１．５重量％までの鉄、０．２５重量％〜４．００重量％の銅及び０．００１重量％〜０．２５重量％のバナジウムを有する。【選択図】図１
2019516013.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
特に鋳造法用のアルミニウム合金であって、少なくともアルミニウム、マグネシウム、マンガン及び銅を有する、アルミニウム合金において、
０．００１重量％〜０．５０重量％のモリブデン、
０．０５重量％〜０．４５重量％のマグネシウム、
０．０５重量％〜０．６０重量％のマンガン、
１．５重量％までの鉄、
０．２５重量％〜４．００重量％の銅及び
０．００１重量％〜０．２５重量％のバナジウムを有することを特徴とする、アルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金は、少なくとも０．１０重量％かつ０．４０重量％未満のマンガンを有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
前記アルミニウム合金は、８．０重量％〜１１．０重量％のケイ素を有することを特徴とする、請求項１又は請求項２に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
前記アルミニウム合金は、
最大で０．３重量％のチタン、
最大で０．３重量％のジルコニウム、
最大で４００百万分率のストロンチウム、
最大で１．５重量％の亜鉛、
最大で０．２５重量％のクロム、
最大で０．２０重量％のニッケル、
最大で０．１５重量％のコバルトを有することを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金。
【請求項５】
無加圧で又は０バール〜１０００バールの効果的な圧力により圧力を付与して、請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金から部品を製造する方法。
【請求項６】
前記アルミニウム合金は、６５０℃〜７３０℃の温度において型に鋳込まれることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記アルミニウム合金は、５８０℃〜６５０℃の温度において、揺変性で、無加圧で又は０バール〜１０００バールの効果的な圧力により圧力を付与して、鋳込まれることを特徴とする、請求項６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特許請求の範囲における請求項１の前段に記載の、特に鋳造法用のアルミニウム合金及びそのようなアルミニウム合金から部品を製造するための方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
特に鋳造法用のそのようなアルミニウム合金は、例えば、特許文献１で既に公知である。その場合、アルミニウム合金は、少なくともアルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍｇ）、マンガン（Ｍｎ）及び銅（Ｃｕ）を有する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】独国特許出願公開第１０  ２０１１  １１５  ３４５  Ａ１号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明の目的は、部品の特に有利な、とりわけ機械的な特性を実現することができる、冒頭に記載した種類のアルミニウム合金及び方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本目的は、本発明に係る特許請求の範囲における請求項１の特徴を有するアルミニウム合金によって、かつ特許請求の範囲における請求項５の特徴を有する方法によって達成される。本発明の目的にかなった発展形態を伴う有利な実施形態は、従属請求項に提示される。
【０００６】
特許請求の範囲における請求項１の前段に提示した種類の、特に鋳造法用のアルミニウム合金を、そのアルミニウム合金から製造された部品の特に有利な、特に機械的特性を実現することができるように更に改良するために、本発明によれば、０．００１重量パーセント（重量％）〜０．５０重量パーセント（重量％）のモリブデンを有するアルミニウム合金が提供される。更に、アルミニウム合金は、０．０５重量％〜０．４５重量％の範囲のマグネシウム、０．０５重量％〜０．６０重量％の範囲のマンガン、１．５重量％までの鉄、及び０．２５重量％以上〜４．００重量％以下の範囲の銅、並びに０．００１重量％〜０．２５重量％の範囲のバナジウムを有する。好適には、アルミニウム合金は、少なくとも０．１０重量％かつ０．４０重量％未満のマンガンを有する。
【０００７】
マグネシウム濃度を特に０．３０重量％未満に調整することによって、脆性のπ−Ａｌ８ＦｅＭｇ３Ｓｉ６相の比率を、この相がほとんど存在しない程度まで低下させることができることと、それにより、アルミニウム合金又はアルミニウム合金から製造された部品の延性に対して不利に作用する場合があることが見出された。マンガン含有量を０．４０重量％未満に低下させると、これにより鉄／マンガン含有金属間相Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｓｉ２の凝固温度を低下させることができるため、この相が粗いブロック状の形態で生じる可能性がないという点に限り有利である。
【０００８】
アルミニウム合金が、０．００１重量％以上〜０．５０重量％以下の範囲のモリブデン（Ｍｏ）を有するとき、更に特に有利であることが明らかとなっており、好適には、０．１０重量％のモリブデンを有するアルミニウム合金が提供される。例えば、０．１０重量％の比率でモリブデンを適切に添加することによって、それに加えて、多角形形態になるまで角が取れて球状化し、かつ上述の鉄／マンガン相（Ｆｅ／Ｍｎ相）のより微細な分割をもたらすことができ、これは更なる延性増加をもたらす。全体としてそれにより、破断伸びの形式での十分な延性を実現することができ、これは、アルミニウム合金から製造された部品を自動車のパワートレインに使用したときに特に有利である。部品は、例えば、内燃機関のクランクケースとして形成することができ、内燃機関は、好適にはディーゼルエンジンとして形成されている。あるいは、部品は、ガソリンエンジンの内燃機関の部分でもあり得る。アルミニウム合金から製造されたそのような部品は、アルミニウム合金の剛性機構に基づいて十分な剛性、特に熱剛性を有する。それに加えて、本発明に係るアルミニウム合金は、例えば、ピストン内燃機関として形成された内燃機関のシリンダヘッドをアルミニウム合金から製造するために有利に利用可能であるため、クランクケース及びシリンダヘッド用のユニット合金（Einheitslegierung）が考えられる。それにより、鋳造工場及びリサイクル過程における費用、ロジスティクス並びにエネルギー消費及びＣＯ２排出を低減することができる。更に、アルミニウム合金の高温時効では、アルミニウムマトリクスにおける銅及び／又はマグネシウム含有析出によって剛性増加を達成することが可能である。
【０００９】
本発明に係るアルミニウム合金を部品の製造に利用することによって、部品が熱処理状態Ｔ５ｍｏｄでは室温において１８０メガパスカルを超える０．２％耐力Ｒｐ０．２、２２０メガパスカルを超える引張強度Ｒｍ及び１パーセントを超える破断伸びＡ５を有し、熱処理状態Ｔ６ｒｅｄでは室温において２００メガパスカルを超える０．２％耐力Ｒｐ０．２、２３０メガパスカルを超える引張強度Ｒｍ及び１．５パーセントを超える破断伸びＡ５を有することが可能である。１５０℃の試験温度において、熱処理条件Ｔ５ｍｏｄでは以下の値を達成することができた。Ｒｐ０．２＞１７０メガパスカル、Ｒｍ＞２１０メガパスカル及びＡ５＞１．５パーセント。
【００１０】
１５０℃の試験温度において、熱処理状態Ｔ６ｒｅｄでは下の値を達成することができた。Ｒｐ０．２＞２００メガパスカル、Ｒｍ＞２２０メガパスカル及びＡ５＞３パーセント。
【００１１】
本発明は、特に以下の知見に基づいている。マグネシウム含有量又はマグネシウム比率が低いことによって、Ｆｅ含有量（Ｆｅ−鉄）が多い合金では、脆性金属間相が抑制され、これは延性増加をもたらす。銅は、高温時効により大幅な剛性増加をもたらし、またより高い熱剛性のアルミニウム合金をもたらす。
【００１２】
本発明に係るアルミニウム合金は、４ミリメートル以上〜３０ミリメートル以下の範囲の壁厚を有する璧郭が厚い部品の製造のために特に有利であることが明らかとなっている。更に、好適には、その範囲内で部品がアルミニウム合金から製造される鋳造法は、高圧ダイカスト法又は積層高圧ダイカスト又は砂型／金型法であることが意図されている。本発明に係るアルミニウム合金は、特に熱剛性アルミニウム合金、パワートレイン用の部品の製造に特に有利に適した、特に熱剛性アルミニウム鋳造合金である。
【００１３】
本発明には、本発明に係るアルミニウム合金から部品を製造するための方法もまた含まれる。本発明に係るアルミニウム合金の利点及び有利な態様は、本発明に係る方法の利点及び有利な態様と見なされ、その逆も同様である。
【００１４】
本発明の更なる利点、特徴及び詳細は、好ましい実施形態の以下の説明及び図面を参照することで明らかとなる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】熱処理条件Ｔ５ｍｏｄにおける銅（Ｃｕ）及びモリブデン（Ｍｏ）を有する合金２３３の後方散乱電子画像（ＢＳＥ画像）の概略図であり、例えば、クランクケースとして形成される部品は、上記合金から高圧ダイカストによって製造されている。
【図２】熱処理条件Ｔ５ｍｏｄにおける合金２２６Ｄ（ＡｌＳｉ１０Ｃｕ３）のＢＳＥ画像の概略図であり、例えば、クランクケースは、この合金から製造されている。
【図３】熱処理条件Ｔ６ｒｅｄにおけるＣｕ及びＭｏを有する合金２３３のＢＳＥ画像である。
【図４】熱処理条件Ｔ６ｒｅｄにおける合金２２６ＤのＢＳＥ画像である。
【図５】室温におけるそれぞれの合金から形成された部品の機械的特性値を具体的に表すためのグラフである。
【図６】１５０℃におけるそれぞれの合金から形成された部品の機械的特性値を具体的に表すためのグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
図面では、同一又は機能が同一の要素は、同一の参照番号が付与されている。
【００１７】
図１〜図４は、合金のそれぞれの後方散乱電子画像（ＢＳＥ画像）を示し、その合金からそれぞれの部品が製造される。それぞれの合金は、例えば、アルミニウム合金であり、特にアルミニウム鋳造合金であり、その場合、好適には、耐熱性アルミニウム鋳造合金である。それぞれの合金から製造されたそれぞれの部品は、例えば、自動車のパワートレインに使用される部品であり、その部品は、例えば、クランクケース、特に高圧ダイカストクランクケースである。これは、部品がそれぞれの合金から鋳造によって、特に高圧ダイカストによって製造されることを意味する。特に、部品は、壁厚が４ミリメートル以上〜３０ミリメートル以下の範囲を有する璧郭が厚い部品であり得る。以下でより詳細に説明するアルミニウム合金によって、部品の特に有利な特性、特に機械的特性を実現することができる。好適には、それぞれの合金は、以下の組成を有する。
８．０重量％〜１１．０重量％のケイ素、
０．２５重量％〜４．００重量％の銅、
０．１０重量％〜０．５０重量％のマグネシウム、
０．０５重量％〜０．６０重量％のマンガン、
０．３重量％以下のチタン、
０．３重量％以下のジルコニウム、
４００百万分率（ｐｐｍ）のストロンチウム、
最大で１．５重量％の鉄、
最大で１．５重量％の亜鉛、
０．００１重量％〜０．２５重量％のバナジウム、
追加的に０．０１重量％〜０．５０重量％のモリブデンの更なる添加、
最大で０．２５重量％のクロム、
最大で０．２０重量％のニッケル、
最大で０．１５重量％のコバルト、
及び残分がアルミニウムであり、場合により、０．０５重量％未満の比率を有する不純物又は更なる元素が含まれている場合がある。
【００１８】
特に、好適には、少なくとも０．１０重量％かつ０．３０重量％未満のマグネシウムを有するアルミニウム合金が提供される。代替的に又は追加的に、好適には、少なくとも０．１０重量％かつ０．４０重量％未満のマンガンを有するアルミニウム合金が提供される。マンガン濃度を低下させることによって、鉄−マンガン含有金属間Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ）３Ｓｉ２相の更に早期の形成がアルミニウム固溶体の前に妨害され、それによって形態が粗いブロック状に形成することが防止される。それとは逆に、鉄（Ｆｅ）の固定のために、追加のモリブデン（Ｍｏ）が添加され、これは、多角形形態及びＦｅ金属間相のより微細な分割をもたらす。それによって、高いＦｅ含有量及び少ないＭｎ含有量（Ｍｎ−マンガン）が生じるであろう、針状又は板形状のβ−Ａｌ５ＦｅＳｉ相の形成が抑制される。マグネシウム含有量は、π−Ａｌ８ＦｅＭｇ３Ｓｉ６相の形成が可能な限り少なくなるまで低下される。この相は、４６５℃の固溶焼鈍温度において溶解せず、より高いＦｅ含有量に基づいて、追加的に合金化されたマグネシウム（Ｍｇ）のみが固定され、破断伸びの低下の形式で延性に対して不利であり、剛性が増加する析出形成をもはや利用できない、骸晶形状の鉄含有金属間相をもたらすであろう。
【００１９】
銅含有量（Ｃｕ含有量）は、高温焼鈍時に剛性が増加する析出の形成に基づいて、要求される剛性の適切な調整に役立つ。ただし、Ｔ５熱処理における高すぎる銅比率が脆化をもたらすことに注意しなければならない。Ｔ６熱処理では、合金の銅の全剛性性能を引き出すことができる。
【００２０】
チタン（Ｔｉ）の添加は、アルミニウムデンドライトの結晶粒微細化をもたらす。適切な濃度でジルコニウム（Ｚｒ）と組み合わせると、剛性増加に作用することができるＡｌ３（Ｔｉ，Ｚｒ）析出をもたらすことができる。ここで、チタンだけではなくジルコニウムもまた、高い濃度で合金に加えないのは、もし加えた場合には、延性を低下させるＡｌ−Ｔｉ−Ｚｒ金属間相の所望しない形成が起こるためであるということに、注意すべきである。ストロンチウム（Ｓｒ）の添加は、粗い板形状から改良されたサンゴ状の形態へのＡｌ／Ｓｉ共晶の改良をもたらし、これは延性を増加させる。この微細Ｓｉ形態は、Ｔ６固溶焼鈍によって容易かつ迅速に球状化することができ、それによって、延性を更に増加させることができる。
【００２１】
以下に、そのようなアルミニウム合金からの部品の製造を説明する。製造時に、上述のアルミニウム合金は、純粋な元素を溶融させたプレ合金から、又は、例えば、２３３若しくは２２６などの適切な二次合金を十分な高温で合金化することによって製造される。更に、合金は、少なくとも６５０℃〜７２０℃で、予熱されて強制排気された又は真空排気されて予熱された永久鋳型に流し込まれる。低すぎる鋳造温度では、不十分な金型充填及び冷却過程並びに金属間相の所望しない形成のリスクが生じ、高すぎる鋳造温度では、脆化、鋳引け及び高温割れのリスクが増大する。鋳造によって製造した部品の取り出し後、部品は、熱処理条件Ｔ６ｒｅｄの実行のために空冷されるか、又は熱処理条件Ｔ５ｍｏｄの実行のために水を使用して冷却される。
【００２２】
図１〜図４を参照すると、アルミニウム合金から製造された部品の構造における特殊性が認識できる。図１は、銅及びモリブデンを有する上述の二次合金２３３の後方散乱電子画像を示す。円形から多角形のモリブデン含有ＡｌＦｅＭｎＳｉ金属間相が認識できる。この金属間相がＡｌ／Ｓｉ共晶においてＡｌデンドライト間で比較的規則的に分布しているのは、この金属間相が共晶と同時に凝固するからである。金属間相が小さいこと及び円形形態であることによって、金属間相は、二次合金の延性を増大させる。散発的に、π相Ａｌ８ＦｅＭｇ３Ｓｉ６が存在しており、この相は、４６５℃の固溶焼鈍によって溶解することができない（図３を参照されたい）。Ｍｇ含有量を低下させることによって、この脆性相の形成を抑制することができ、それによって、延性を更に増加させることができる。凝固時に発生する、可能性がある相Φ−Ａｌ２Ｃｕ及びＱ−Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６は、４５０℃で３時間の固溶焼鈍によって溶解することができるため（図３を参照されたい）、この相に固定されていた合金元素Ｍｇ及びＣｕは、Ａｌ固溶体中で析出形成のために利用される。
【００２３】
図２は、上述の二次合金２２６Ｄ（ＡｌＳｉ１０Ｃｕ３）の後方散乱電子画像を示す。高いＦｅ及びＭｎ含有量に基づいて、粗いブロック形状の金属間Ａｌ１５（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ）３Ｓｉ２相が存在し、この相は、その大きさに基づいて、主に高圧ダイカスト機械の鋳造チャンバ内で形成した。脆性相のこのクラスタは、延性を阻害する。加えて、実際のダイカスト金型中で最初に生じる、より小型で多角形のＦｅ含有金属間相が存在する。このＦｅ含有金属間相の他に、高いＦｅ含有量に基づいて、β−Ａｌ５ＦｅＳｉ相もまた存在し、この相は、二次元切断では針状に出現し、実際には三次元の板状で存在し、それよって、大きく広がった縁が鋭い構造分離として延性Ａｌデンドライト間に存在する。この相は、延性を大幅に低下させる。この二次合金中のＮｉ不純物の比較的高い含有量に基づいて、Ａｌ7Ｃｕ２（Ｆｅ，Ｎｉ）相が特に形成し、この相は、４６５℃の固溶焼鈍によって溶解することができず、それによって更に脆性相として存在し、それに加えてＣｕを固定する（図４を参照されたい）。
【００２４】
共晶形態Ａｌ−Ａｌ２Ｃｕ−Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６−Ｓｉで発現していない、合金の凝固中に形成するＡｌ２Ｃｕは、４６５℃の固溶焼鈍によって溶解することができないため（図４を参照されたい）、水焼入れによって、Ａｌ固溶体は、その後、Ｃｕが過飽和の状態で存在する。共晶ポケット（eutektische Tasche）Ａｌ−Ａｌ２Ｃｕ−Ａｌ５Ｃｕ２Ｍｇ８Ｓｉ６−Ｓｉは、４６５℃において３時間で確かに完全には溶解しない。図５及び図６は、上述のアルミニウム合金から製造された部品の機械的特性を具体的に表すためのグラフを示す。その場合、棒グラフ１０は、０．２％耐力Ｒｐ０．２を具体的に表し、棒グラフ１２は、降伏点Ｒｍを具体的に表す。更に、三角形１４は、破断伸びＡ５を具体的に表す。
【図１】
2019516013.tif 000003
【図２】
2019516013.tif 000004
【図３】
2019516013.tif 000005
【図４】
2019516013.tif 000006
【図５】
2019516013.tif 000007
【図６】
2019516013.tif 000008
【国際調査報告】
2019516013.tif 000009
2019516013.tif 000010
2019516013.tif 000011
2019516013.tif 000012