(57)【要約】【課題】高強度および高延性を発揮するダイカスト鋳物が得られるアルミニウム合金を提供する。【解決手段】本発明は、全体を１００質量％（単に「％」という。）として、Ｍｇ：３〜６％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、残部：Ａｌおよび不純物を満たす合金組成からなり、ダイカスト鋳造に用いられるアルミニウム合金である。本発明の合金によれば、ＴｉとＺｒの共存により、結晶粒サイズが０．１５ｍｍ以下である鋳造組織が得られる。また、所定量のＦｅの存在により、Ｍｎ化合物相とＡｌ−Ｆｅ共晶相がα−Ａｌ結晶粒の周囲に微細に晶出した鋳造組織が得られる。こうして本発明によれば、伸びが１２％以上で耐力が１４０ＭＰａ以上を発揮する高強度で高延性なダイカスト鋳物が得られる。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすダイカスト鋳造に用いられるアルミニウム合金。
Ｍｇ：３〜６％、
Ｍｎ：０．７〜１．５％、
Ｆｅ：０．２〜０．６％、
Ｔｉ：０．１〜０．３％、
Ｚｒ：０．１〜０．３％、
残部：Ａｌおよび不純物
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金からなり、結晶粒サイズが０．１５ｍｍ以下である鋳造組織を有するアルミニウム合金鋳物。
【請求項３】
前記鋳造組織は、Ｍｎ化合物相とＡｌ−Ｆｅ共晶相がα−Ａｌ結晶粒の周囲に晶出してなる請求項２に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項４】
伸びが１２％以上で耐力が１４０ＭＰａ以上である請求項２または３に記載のアルミニウム合金鋳物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械的特性に優れたダイカスト鋳造が得られるアルミニウム合金（単に「Ａｌ合金」という。）等に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、軽量化の要請からＡｌ合金が多用されている。量産されるＡｌ合金製品（部材）は、ダイカスト鋳造によって製造されることが多い。ダイカスト鋳造法によれば、切削加工等を大幅に削減しつつ、高精度な製品を短いサイクルタイムで製造することが可能となる。
【０００３】
ダイカスト鋳造に用いられる代表的なＡｌ合金として、Ａｌ−Ｓｉ系合金（例えば、ＪＩＳ  ＡＤＣ１２）とＡｌ−Ｍｇ系合金がある。Ａｌ−Ｓｉ系合金は鋳造性に優れるが、その鋳物は延性が非常に低い。このため、高強度かつ高延性が要求される部材には、Ａｌ−Ｍｇ系合金が用いられる。このようなＡｌ−Ｍｇ系合金に関する提案は多くなされており、例えば、下記の特許文献に関連した記載がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開平９−２６８３４０号公報
【特許文献２】特開平１１−１９３４３４号公報
【特許文献３】特開平１１−２９３３７５号公報
【特許文献４】特許４１４５２４２号公報
【特許文献５】特許４１５５５０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献４や特許文献５に示されているダイカスト鋳造用Ａｌ合金のように、強度および延性に優れるものもある。しかし、その他のＡｌ合金は、未だ改善の余地が大きい。
【０００６】
本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、強度と延性を高次元で両立できるダイカスト鋳造を得ることができる新たな組成のＡｌ合金等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】
【０００７】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し結果、従来のＡｌ合金とは異なる新たな組成からなるＡｌ−Ｍｇ（-Ｍｎ）系合金により、高強度かつ高延性なダイカスト鋳造を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
【０００８】
《ダイカスト鋳造用アルミニウム合金》
（１）本発明は、全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすダイカスト鋳造に用いられるアルミニウム合金である。
Ｍｇ：３〜６％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｆｅ：０．２〜０．６％、
Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｚｒ：０．１〜０．３％、残部：Ａｌおよび不純物
【０００９】
（２）本発明のＡｌ合金を用いれば、高強度で高延性なダイカスト鋳物（単に「鋳物」という。）を得ることができる。ちなみに、本発明のＡｌ合金は、所定量のＦｅを含むため、ダイカスト鋳物時の耐焼付き性も向上させ得る。また、本発明のＡｌ合金は、不純物レベルを超えるＦｅの含有を許容しているため、リサイクル材を原料として用いることも可能となる。
【００１０】
ところで本発明のＡｌ合金により高強度で高延性な鋳物が得られる理由は、次のように考えられる。本発明のＡｌ合金は、先ず、従来のダイカスト鋳造に用いられるＡｌ合金とは異なり、ＴｉとＺｒの両方を含んでいる。ＴｉとＺｒは、共存により相乗的な作用を発揮し、鋳造組織の大幅な微細化に貢献し得る。このような優れた効果は、ＴｉとＺｒのいずれか一方では十分に得られないことを本発明者は確認している。
【００１１】
次に、本発明のＡｌ合金は、比較的多くのＭｎを含み、Ｍｎ化合物が多く晶出することにより、鋳物の強度を向上させている。但し、Ｍｎ化合物が粗大化すると、そのＭｎ化合物が破壊起点となり、却って、鋳物の強度や延性が低下し得る。ここで本発明のＡｌ合金は、所定量のＦｅを含ませることにより、Ｍｎ化合物の晶出時期を遅らせて（さらにいえば、Ｍｎ化合物の晶出時期をα−Ａｌの晶出時期に近づけて）、その粗大化を抑制し、α−Ａｌの周囲に微細なＭｎ化合物を多く分散させることに成功している。その際、Ａｌ−Ｆｅ共晶の晶出量も抑制され、その粗大化も抑制される。
【００１２】
こうして本発明のＡｌ合金によれば、α−Ａｌおよび各化合物相が共に微細な鋳造組織からなり、強度と延性が高次元で両立した鋳物が得られるようになった。
【００１３】
《アルミニウム合金鋳物（ダイカスト鋳物）》
（１）本発明は、上述したＡｌ合金からなるダイカスト鋳物としても把握できる。例えば、本発明は、上述したＡｌ合金からなり、結晶粒サイズが０．１５ｍｍ以下、０．１ｍｍ以下さらには０．０５ｍｍ以下である鋳造組織を有するアルミニウム合金鋳物でもよい。
【００１４】
本明細書でいう結晶粒サイズは、測定用試料を鏡面研磨した後バーカー氏液中にて電解エッチング処理した後、光学顕微鏡で観察して、平均結晶粒径を、切片法を用いて測定することにより特定される。
【００１５】
（２）本発明に係る鋳造組織は、Ｍｎ化合物相（Ａｌ−Ｍ系晶出物）とＡｌ−Ｆｅ共晶相がα−Ａｌ結晶粒の周囲に、微細に晶出したものであると好ましい。
【００１６】
また本発明の鋳物は、伸びが１２％以上、１３％以上さらには１４％以上あると好ましい。また、その耐力（０．２％耐力）は１４０ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ以上さらには１６０ＭＰａ以上であると好ましい。
【００１７】
《その他》
（１）本発明のＡｌ合金は、ダイカスト鋳造に用いられる原料合金でも、その原料合金を用いて鋳造した鋳物でもよい。本明細書でいう不純物には、不可避不純物の他、コスト等の理由により除去困難な元素も含まれる。そのような不純物元素は、それぞれ０．１％以下さらには０．０５％以下であると好ましい。
【００１８】
（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】鋳造組織に及ぼすＴｉとＺｒの影響を示す組織写真である。
【図２】鋳造組織に及ぼすＦｅの影響を示す組織写真である。
【図３】晶出過程に及ぼすＦｅの影響を解析して求めたグラフである。
【図４】合金組成の異なるダイカスト鋳物の耐力と伸びを比較した棒グラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、本発明のＡｌ合金のみならず、鋳物にも適宜該当する。製造方法に関する構成要素は、物に関する構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。
【００２１】
《Ａｌ合金》
本発明のＡｌ合金は、Ａｌの他に、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｆｅ、ＴｉおよびＺｒを必須の合金元素として含む。以下、合金元素と含有量について詳述する。なお、本明細書でいう合金組成は、特に断らない限り、Ａｌ合金全体に対する質量割合であり、単に「％」で示す。
【００２２】
Ｍｇは、Ａｌのマトリックス中に固溶して、Ａｌ合金の機械的強度（引張強さ等）の向上に寄与する。またＭｇは、Ａｌ合金の延性や鋳造性にも影響を及ぼす。そこでＭｇは、３〜６％、３．５〜５．５％さらには４〜５％含まれると好ましい。Ｍｇが過少では、Ａｌ合金の強度が不十分となる。Ｍｇが過多になると、晶出するＭｎ化合物やＦｅ化合物の粗大化により、Ａｌ合金の延性が低下し得る。
【００２３】
Ｍｎは、Ａｌのマトリックス中に固溶する他、Ａｌと化合物（Ａｌ６Ｍｎ等）を生成して、Ａｌ合金の強度を向上させる。またＭｎは、金型との耐焼き付き性も向上させ得る。そこでＭｎは、０．７〜１．５％、０．８〜１．３％さらには０．９〜１．２％含まれると好ましい。Ｍｎが過少では、Ａｌ合金の強度が不十分となり得る。Ｍｎが過多になると、Ｍｎ化合物の粗大化により、Ａｌ合金の強度や延性が低下し得る。
【００２４】
Ｆｅは、Ａｌ合金の晶出過程に影響を及ぼし、Ｍｎ化合物等の微細化に寄与する。またＦｅは、金型との耐焼き付き性も向上させ得る。さらに本発明のＡｌ合金では、Ｆｅの含有量が不純物レベルよりもかなり多い。このため、Ｆｅを含有し易いリサイクル材（再生Ａｌ合金等）を、本発明のＡｌ合金自体またはその原料として用いることも可能である。そこでＦｅは、０．２〜０．６％、０．２５〜０．５５％さらには０．３〜０．５％含まれると好ましい。Ｆｅが過少では上述した効果が乏しく、Ｆｅが過多になると、晶出物（Ｍｎ化合物、Ｆｅ化合物等）の粗大化によりＡｌ合金の強度や延性が低下し得る。
【００２５】
ＴｉとＺｒは、初晶Ａｌ（α−Ａｌ）の核生成サイトとなり、鋳造組織全体の微細化に寄与する。そこでＴｉとＺｒは、それぞれ、０．１〜０．３％（さらには０．３％未満）、０．１４〜０．２５％さらには０．１５〜０．２％含まれると好ましい。ＴｉとＺｒは、それらの一方が過少でも鋳造組織の微細化が不十分となる。ＴｉまたはＺｒが過多では、粗大な化合物（Ａｌ３Ｔｉ等）が晶出して延性が低下し得る。なお、既述したように、本発明のＡｌ合金では、ＴｉとＺｒの共存により鋳造組織が大幅に微細化されるが、その合計量（Ｔｉ＋Ｚｒ）は０．２５〜０．５％さらには０．２９〜０．４％であるとより好ましい。
【００２６】
《鋳造方法》
本発明のＡｌ合金は、一般的な鋳造方法（砂型鋳造、金型鋳造等）に用いることもできるが、特にダイカスト鋳造に用いられると好ましい。本発明のＡｌ合金により、高強度で高延性なダイカスト鋳物を得ることができる。
【００２７】
ダイカスト鋳造は、一般的に、セットされた金型のキャビティへ、プランジャ等でＡｌ合金の溶湯を加圧しつつ供給した後（注湯工程）、急冷凝固（凝固工程）される。このようなダイカスト鋳造は、例えば、射出速度：０．１〜５ｍ／ｓｅｃさらには０．２〜２ｍ／ｓｅｃ、鋳造圧力：１０〜１００ＭＰａさらには２０〜８０ＭＰａ、射出温度：Ａｌ合金の液相線温度＋６０〜１４０℃さらには８０〜１２０℃としてなされると好ましい。冷却速度は、部位により異なるため一律には特定できないが、遅くとも、２０℃／ｓｅｃ以上さらには５０℃／ｓｅｃ以上であると好ましい。
【００２８】
《用途》
本発明の鋳物は、高強度・高延性であるため、種々の製品や部材に用いられる。例えば、車両（自動車、二輪車）の骨格部分（ボディ、シャシ等）、サスペンションメンバー、ホイール、ジョイント、サスペンションタワー、ピラー等に本発明の鋳物は好適である。
【実施例】
【００２９】
組成の異なるＡｌ合金からなる試料（ダイカスト鋳物）を製作し、各試料について、金属組織（鋳造組織）の観察または機械的特性の測定を行った。このような具体例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。
【００３０】
［第１実施例／ＴｉとＺｒの影響］
（１）製造
Ａｌ−４．５％Ｍｇ−１．０％Ｍｎ−０．５％Ｆｅ−ｘ％Ｔｉ−ｙ％Ｚｒからなる多数の試料を製造した。各試料に係るＴｉとＺｒの含有量（ｘ、ｙ）は、表１にまとめて示した。なお、合金組成は、Ａｌ合金全体に対する質量割合（質量％）であり、単に「％」で示す。
【００３１】
各試料は次のようにして製造した。各合金組成に調製した溶湯（７２０℃）を、楔形状の金型（Ｓ５５Ｃ製）に注湯し、凝固させた。この際、Ｔｉ、Ｚｒを含む溶湯は、７６０℃に加熱した溶湯へＴｉ、Ｚｒを添加して調製した。なお、本実施例に係る金型鋳造の冷却速度は、一般的なダイカスト鋳造と同程度（約２００〜３００℃／ｓ）である。
【００３２】
（２）観察
各試料から切り出した供試材をバーカー液を用いた電解エッチングによりマクロ腐食させた。この処理後の各試料に係る鋳造組織を光学顕微鏡により観察した。得られたマクロ組織の一例を図１に対比して示した。
【００３３】
各試料に係る結晶粒サイズを、それぞれの鋳造組織に基づいて、既述した方法により特定した。各試料の結晶粒サイズを比較した結果を表１にまとめて示した。結晶粒サイズの比較は、基準試料（Ｔｉ：０．１４％、Ｚｒ：０％）の結晶粒サイズをベースにして、それよりも微細なとき：○、粗大なとき：×、同程度のとき：△とした。
【００３４】
（３）評価
図１および表１から明らかなように、所定量のＴｉとＺｒを複合添加することにより、鋳造組織が顕著に微細化することがわかった。逆に、ＴｉやＺｒを含まない場合は勿論、それら一方のみを含む場合でも、鋳造組織を十分に微細化できないこともわかった。
【００３５】
例えば、Ｔｉ・Ｚｒなしの場合は結晶粒サイズが０．４〜０．６ｍｍ程度であり、Ｚｒのみの場合も同程度な結晶粒サイズとなった。Ｔｉのみの場合は結晶粒サイズが０．１５超〜０．２ｍｍまで微細化するが、ＴｉとＺｒが複合（合計量：０．２６％）している場合は、結晶粒サイズが０．１５ｍｍ以下さらには０．１ｍｍ以下にまで顕著に微細化した。
【００３６】
このような鋳造組織の微細化は、ＴｉとＺｒが初晶（α−Ａｌ）の生成核となるために生じると推定される。しかし、微細化剤の相違（ＴｉとＺｒの相違）や複合化により、結晶粒サイズが大幅に相違する理由（メカニズム）は現状定かではなく、本発明のＡｌ合金に特異な現象ともいえる。
【００３７】
なお、Ｔｉ：０．２３％かつＺｒ：０．２０％とした試料の鋳造組織中には粗大な晶出物は観察されなかったが、ＴｉまたはＺｒの一方でも０．３％超となった試料では、粗大な晶出物が観察されることも確認している。
【００３８】
［第２実施例／Ｆｅの影響］
（１）製造
Ａｌ−４．５％Ｍｇ−１．０％Ｍｎ−０．５％Ｆｅ−０．１５％Ｔｉ−０．１５％Ｚｒと、Ａｌ−４．５％Ｍｇ−１．０％Ｍｎ−０．７％Ｆｅ−０．１５％Ｔｉ−０．１５％Ｚｒとからなる試料をダイカスト鋳造により製造した。
【００３９】
ダイカスト鋳造は、縦型ダイカスト機を用いて行った。各組成に調製した溶湯をプランジャ（φ４０ｍｍ）で金型のキャビティへ加圧注入後（注入工程）、凝固させた（凝固工程）。鋳造条件は、鋳造圧力：６５ＭＰａ、射出（プランジャ）速度：低速０．２ｍ／ｓ、高速１．０ｍ／ｓ、射出（溶解）温度：液相線温度＋１００℃とした。また、金型温度は室温とし、冷却速度は１００℃／ｓ程度であった。こうして、２００ｍｍ×４０ｍｍ×ｔ３〜５ｍｍの板状のダイカスト鋳物（単に「鋳物」という。）を得た。この鋳物から切り出した試料について組織観察を行った。
【００４０】
（２）観察
各試料に係る鋳造組織を光学顕微鏡により観察した。こうして得られた各試料に係るミクロ組織を図２に対比して示した。
【００４１】
（３）評価
図２から明らかなように、Ｆｅ量が０．７％である鋳造組織には、粗大なＡｌ−Ｍｎ化合物やＡｌ−Ｆｅ共晶の晶出が観察された。一方、Ｆｅ量が０．５％である鋳造組織では、そのような粗大な晶出物は観察されなかった。
【００４２】
（４）考察
Ａｌ−４．５％Ｍｇ−１．０％Ｍｎ−ｚ％Ｆｅ−０．１５％Ｔｉ−０．１５％Ｚｒについて、Ｆｅ量（ｚ）を０．３％、０．５％および０．７％としたときの晶出過程を、シャイル（Scheil）の式により、Thermo Calcを用いて解析した結果を図３に示した。図３に示すグラフは、横軸：固相率、縦軸：温度である。
【００４３】
図３から明らかなように、Ｆｅ量が０．７％のとき、α−ＡｌよりもＡｌ６Ｍｎ相の晶出開始温度が高くなることがわかる。このためＡｌ６Ｍｎ相は、α−Ａｌよりも先に晶出して、粗大化し易くなる。
【００４４】
一方、Ｆｅ量が０．５％さらに０．３％のとき、Ａｌ６Ｍｎ相の晶出開始温度はα−Ａｌの晶出開始温度に近づき、Ａｌ６Ｍｎ相はα−Ａｌとほぼ同時期に晶出するようになる。このため、Ａｌ６Ｍｎ相は、α−Ａｌ粒に規制されて、その粗大化が抑止される。なお、Ｆｅ量がそのような範囲内にあるとき、Ａｌ−Ｆｅ共晶量も減少するため、その共晶相の粗大化も併せて抑止されることもわかる。
【００４５】
こうして、Ｆｅ量が０．７％未満、０．６％以下さらには０．５％以下であるＡｌ合金では、Ａｌ−Ｍｎ化合物相やＡｌ−Ｆｅ共晶相が微細に分散した鋳造組織が得られたと考えられる。
【００４６】
［第３実施例］
以下に示す３種の合金組成からなるダイカスト鋳物を、第２実施例の場合と同様に製作した。各鋳物から切り出した供試材（試料）を用いて、０．２％耐力と伸びを測定した。その結果を図４にまとめて示した。
（実施例）
Ａｌ−４．５％Ｍｇ−１．０％Ｍｎ−０．５％Ｆｅ−０．１５％Ｔｉ−０．１５％Ｚｒ
（比較例Ａ）
Ａｌ−３．５％Ｍｇ−１．２％Ｍｎ−０．１％Ｆｅ
（比較例Ｂ）
Ａｌ−４．５％Ｍｇ−０．３％Ｍｎ−０．７５％Ｆｅ−０．１５％Ｔｉ
【００４７】
図４から明らかなように、所定量のＴｉ、ＺｒおよびＦｅを含むＡｌ合金を用いた場合、０．２％耐力が１４０ＭＰａ以上さらには１５０ＭＰａ以上で、伸びが１２％以上さらには１３％以上となる、高強度で高延性な鋳物が得られることがわかった。
【００４８】
以上から、所定量のＴｉとＺｒの共存が鋳造組織（特にα−Ａｌ）の全体的な微細化に寄与すると共に、所定量のＦｅが晶出する化合物の微細化に寄与することにより、本発明のＡｌ合金からなるダイカスト鋳物は、高強度および高延性を発揮することが確認された。
【００４９】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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