(57)【要約】【課題】  過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｍｎを、３．０〜１２重量％含み、主とする金属組織がＡｌ−Ｍｎ共晶組織であり、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の最大径が１００μｍ未満であることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材が提供される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎを３．０〜１２重量％含み、主とする金属組織がＡｌ−Ｍｎ共晶組織であり、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の最大径が１００μｍ未満であることを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材。
【請求項２】
Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の平均径が１０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材。
【請求項３】
Ｆｅの含有量を０．１重量％以下とすることを特徴とする、請求項１又は２に記載の過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の組成を有するアルミニウム合金からなる鋳造材を、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造することを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法。
【請求項５】
ガスアトマイズ法により、請求項１又は２に記載の組成を有するアルミニウム合金粉末を作製し、得られたアルミニウム合金粉末を予備成形した後、熱間塑性加工を行うことを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、微細な共晶組織を有する過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、Ｍｎの含有量を多くすると、機械的性質（引張強度、耐力、剛性等）や電気抵抗性が向上することが知られている。しかしながら、Ｍｎの含有量が共晶組成（Ｍｎ：１．９５重量％）以上、いわゆる過共晶組成になると、伸びが低下する傾向があり、この傾向は、Ｍｎの含有量が多くなるほど顕著である。この原因としては、Ｍｎの含有量が過共晶組成となると、鋳造時にＡｌ−Ｍｎ系化合物が初晶として晶出し、その晶出物が粗大化することにより、鋳造材に力が加わった際に、応力集中が発生し、破壊の起点となるためであると考えられる。初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の粗大化を抑制するために、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金に遷移金属元素を添加する方法がある（非特許文献１）。
【非特許文献１】「鋳造工学」、１９９８年、第７０巻、第８号、Ｐ５３７〜５４２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は、遷移金属元素を添加することなく、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の晶出及び粗大化を抑制して、微細な共晶組織を有する過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
上記課題を解決するために本発明者が鋭意研究を重ねた結果、鋳造の際に急冷し凝固させることにより、Ｍｎの含有量が多い過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金組成においても、遷移金属を添加することなく、伸びの低下の原因となる初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の晶出及び粗大化を抑制することができることを見出した。さらに研究を進めたところ、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造すると過冷却状態で凝固がおこり、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金においても、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物がほとんど晶出せずに微細な共晶組織が形成されるとの知見を得て本発明を完成させるに至った。
【０００５】
すなわち、本発明は、Ｍｎを３．０〜１２重量％含み、主とする金属組織がＡｌ−Ｍｎ共晶組織であり、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の最大径が１００μｍ未満であることを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材が提供される。
【０００６】
本発明の一態様によれば、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の平均径が１０μｍ以下であることを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材が提供される。
【０００７】
本発明の一態様によれば、Ｆｅの含有量を０．１重量％以下とすることを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材が提供される。
【０００８】
本発明の一態様によれば、上記の組成を有するアルミニウム合金からなる鋳造材を、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造することを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法が提供される。
【０００９】
本発明の一態様によれば、ガスアトマイズ法により、上記の組成を有するアルミニウム合金粉末を作製し、得られたアルミニウム合金粉末を予備成形した後、熱間塑性加工を行うことを特徴とする、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、遷移金属元素を添加することなく、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の晶出及び粗大化を抑制して、微細な共晶組織を有する過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】実施例１のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【図２】実施例２のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【図３】実施例３のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【図４】比較例１のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【図５】比較例３のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の実施形態を説明するが、本発明がこれらの実施形態に限定して解釈されるものではない。なお、以下の説明において、「Ａ〜Ｂ」は、「Ａ以上かつＢ以下」を意味する。
【００１３】
本実施形態に係る過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、主とする金属組織がＡｌ−Ｍｎ共晶組織である。主とする金属組織をＡｌ−Ｍｎ共晶組織とすることで、均質な金属組織にすることができ、高い機械的性質、耐食性、陽極酸化皮膜性を得ることができる。なお、「過共晶」とは、Ｍｎを共晶組成（Ｍｎ：１．９５重量％）以上の割合で含有することを意味している。「主とする」とは、光学顕微鏡の一視野内に占める面積が９５％以上であることを意味している。
【００１４】
＜Ｍｎ（マンガン）＞
本実施形態に係る過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、Ｍｎを３．０〜１２重量％含む。Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金に添加されることにより、機械的性質、電気抵抗性の向上に寄与する。また、Ｍｎの含有量を増加させても耐食性および陽極酸化皮膜性に悪影響を及ぼさない。Ｍｎの含有量が共晶組成近傍になると（つまり、１．９５重量％近傍になると）初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物（Ａｌ４ＭｎやＡｌ６Ｍｎ）が晶出し始める。この傾向は、Ｍｎの含有量が３重量％を超えると顕著になり、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の粗大化がおこりやすくなる。
【００１５】
本実施形態の過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金において、Ｍｎの含有量は、好ましくは３．０重量％以上であり、より好ましくは４．０重量％以上である。また、Ｍｎの含有量が、１２重量％を超えても機械的性質は向上せず、液相線温度の上昇により、製造コストが増加するため、Ｍｎの含有量は、１２重量％以下であることが好ましい。
【００１６】
＜結晶粒の長径の最大径＞
本実施形態の過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、結晶粒の長径の最大径が１００μｍ未満であることを特徴とする。結晶粒の長径の最大径が１００μｍ未満であるので、この過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、微細な共晶組織を有する。本実施形態における結晶粒の長径とは、光学顕微鏡観察を行った際に観察できる化合物の結晶粒において、長手方向の径を意味する。化合物の結晶粒の観察は、光学顕微鏡等で行うことができ、長径は、光学顕微鏡写真を、パソコン等に取り込み、画像解析ソフトを用いて、解析することで求められる。
【００１７】
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金中の粗大な初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物は、鋳造材に力が加わった際に、応力集中が発生し、破壊の起点となる虞がある。合金の伸びの観点から、結晶粒の長径の最大径は、１００μｍ未満であり、結晶粒の長径の平均径は、１０μｍ以下であることが好ましい。なお、長径の平均径は、光学顕微鏡写真を、パソコン等に取り込み、画像解析ソフトを用いて解析し、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物を識別し、抽出した初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の長径を求めその最大径及び平均値を算出したものである。
【００１８】
＜Ｆｅ（鉄）＞
本発明の他の実施形態では、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金に、ダイカスト法などの金型鋳造を行う際の金型への焼き付き防止作用を有するため、Ｆｅを含有することが好ましい。Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金においては、Ｆｅの含有量が多い程、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物を形成し易く、伸びを低下させる。よって、合金の伸びの観点から、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金中のＦｅの含有量は、０．１重量％以下とすることが好ましい。
【００１９】
＜その他の元素＞
本実施形態に係る過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、不可避的不純物として、Ｃｒ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂ等の元素を含んでいてもよい。不可避的不純物の含有量は、０．０５重量％以下にすることが好ましい。
【００２０】
＜過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材の製造方法＞
本実施形態に係る過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金鋳造材は、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造することにより製造される。従来のＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金に遷移金属元素を添加して初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の粗大化を抑制する方法は、砂型鋳造のような冷却速度の遅い鋳造法において効果がみられるものの、本実施形態の過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金に比べると粒径は粗大であり、またダイカスト法等の冷却速度が速い鋳造法においてはその効果が得られにくい傾向にある。本実施形態では、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造することにより、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物が晶出を開始する前に溶湯温度を固相線（共晶温度）以下に冷却する、いわゆる過冷却状態とすることができ、過共晶組成であっても、粗大な初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の晶出を抑制し、従来よりも、より微細なＡｌ−Ｍｎ共晶組織を得ることができる。
【００２１】
また、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、液相線よりも約２００℃程度過熱してから、冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造することが好ましい。冷却速度５００℃／ｓ以上で鋳造する方法としては、金型鋳造法等がある。得られた鋳造材は、そのまま用いても良いし、鍛造、押出、圧延等の熱間、温間、冷間塑性加工を行い所定の形状に成形しても良い。
【００２２】
本発明の他の実施形態によれば、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、アトマイズ法により上記組成を有する過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金の急冷凝固粉末を作製し、得られたアルミニウム合金粉末を予備成形した後、熱間塑性加工を行うことにより製造される急冷凝固粉末法を用いる場合には、ガスアトマイズ法で得られた急冷凝固粉末を、ＣＩＰ、ＨＩＰ、キャンニング等で仮成形し、焼結あるいは熱間塑性加工し、固化してもよい。
【００２３】
本実施形態に係る過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金は、溶湯を、公知の脱ガス処理や濾過処理を行った後、鋳造しても良い。
【実施例】
【００２４】
以下に、本発明に係る実施例を示す。本発明の内容はこれらの実施例によって限定して解釈されるものではない。
【００２５】
表１に示す組成のアルミニウム合金を純度９９．９％のアルミニウムと純度９９．９％のマンガンとにより溶製した。溶解温度は８００℃とし、脱ガス処理を行った。脱ガス処理後９８０℃に昇温し、３０ｍｉｎ保持した後、アルミニウム合金の溶湯を、それぞれ、重力鋳造法により、鉄製の金型を用いて、冷却速度１０℃／ｓ、１００℃／ｓ、１０００℃／ｓで鋳造した。表１の組成の単位は、重量％である。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
得られた鋳物を切断し、その断面をバフ研磨処理した後、光学顕微鏡観察を行い、平均的な金属組織の部分のデジタル写真を撮影した。得られた写真の画像データを、パソコンに取り込み、米国のメディア  サイバネティクス社の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅーＰｒｏ  ＰＬＵＳ（ｖｅｒ．４）」を用いて初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物を識別し、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物を抽出した。具体的には初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物のＲＧＢ値を測定し、ＲＧＢ値により、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物とその他の金属組織と識別し、抽出した。初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒の長径の最大径と平均径を測定、算出した。表２に測定結果を示す。測定は、３視野(１視野の面積０．５７ｍｍ２)で行い、平均径は３視野での平均値とした。表２において、測定不能とは、物の光学顕微鏡画像の視野内において初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒が画像解析ソフトにおいて抽出されず、測定ができなかったことをいう。実施例１−３及び比較例１、３の金属組織の平均的な光学顕微鏡画像を示す。画像中の灰黒色部が、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物である。
【００２８】
【表２】
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【００２９】
表２の結果によれば、実施例１−３は、冷却速度が速いため、共晶組成以上（Ｍｎ：１．９５重量％）のＭｎを含んでいても、粗大な初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物（結晶粒の長径の最大径が１００μｍ以上、平均径が１０μｍより大きい）がなく、比較例１−４は、実施例１−３と比べ、冷却速度が遅いため、粗大な初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物の結晶粒（結晶粒の長径の最大径が１００μｍ以上）を含む。なお、参考例１は、Ｍｎの含有量がほぼ共晶組成であるため、冷却速度が遅くても、初晶Ａｌ−Ｍｎ系化合物は抽出されていない。
【００３０】
表２の結果によれば、過共晶Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金組成においても、急冷し凝固させたことにより、微細なＡｌ−Ｍｎ共晶組織を得ることができたことが分かる。
【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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