(57)【要約】２〜６重量％のニッケル、０．１〜０．４重量％のジルコニウム、０．１〜０．４重量％のバナジウム、任意に５重量％以下のマンガン、任意に２重量％以下の鉄、任意に１重量％以下のチタン、任意に合計で最大５重量％のスカンジウム、ランタン、イットリウム、ハフニウム、ニオブ、タンタル、クロムおよび／またはモリブデンを含む遷移元素を、ならびに残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％のさらなる元素および製造起因の不純物とを含むアルミニウムダイカスト合金。【特許請求の範囲】
【請求項１】
２〜６重量％のニッケル、
０．１〜０．４重量％のジルコニウム、
０．１〜０．４重量％のバナジウム、
任意に５重量％以下のマンガン、
任意に２重量％以下の鉄、
任意に１重量％以下のチタン
および残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％の製造起因の不純物とを含む、アルミニウムダイカスト合金。
【請求項２】
４〜６重量％のニッケルを含む、請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項３】
０．１〜０．３重量％のジルコニウムを含む、請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項４】
０．３〜０．４重量％のバナジウムを含む、請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項５】
さらに、２重量％以下のハフニウム、
２重量％以下のマグネシウム、
１重量％以下のクロム、
１重量％以下のモリブデン、
０．５重量％以下のシリコン、
０．５重量％以下の銅
および０．５重量％以下の亜鉛
を含む、請求項１に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項６】
実質的に均一に分散した粒子Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘで、式中ｘが合金中のＺｒ：Ｖの比に依存する単位１の分数であり、該粒子の等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満である、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項７】
等価直径が約５００ｎｍ未満、好ましくは約３００ｎｍ未満、特に好ましくは約１００ｎｍ未満のＡｌ３Ｎｉ粒子を含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項８】
等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満のマンガンアルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項９】
等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満の鉄アルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載のアルミニウムダイカスト合金。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載のアルミニウム合金からなるダイカスト構成部品。
【請求項１１】
請求項１〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金からなるダイカスト構成部品の製造方法であって、凝固したダイカスト構成部品を２５０〜３５０℃で２〜６時間保持し、続いて３５０〜４５０℃で２〜６時間保持することによって、合金を時効硬化する、製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、従来の高圧鋳造で加工が可能であり、分散強化され、時効硬化され、少なくとも３００℃以下で有効な機械的特性を有するアルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は、主に高い比強度のため、自動車工業において利用される最も重要なグループの軽材料の１つである。従来のアルミニウム鋳造合金の多くは、鋳造特性に優れていることから、アルミニウム−シリコン共晶系を基としている。しかし、残念なことに、この系における固相線は５５０℃を超えないため、アルミニウム−シリコン合金の最高加工温度は約２００℃までに限定される。さらに、従来のアルミニウム系合金の主要な合金元素（すなわち、亜鉛、マグネシウムおよび銅）は、アルミニウム固溶体中で拡散性が高い。したがって、これらの元素により、合金の室温強度が高くなる一方、合金の熱安定性が低下する。例えば、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系およびＡｌ−Ｌｉ系を基とするアルミニウム合金は、非常に高い引っ張り強度（最高約７００ＭＰａ）を得ることができるが、高温で使用する場合、機械的特性は急激に低下する。多くの用途において、高温においては高強度ではなく機械的特性の安定性が一番必要である。従来のアルミニウム合金はこのような用途において有用でないため、軽量の耐熱性材料が求められている。
【０００３】
従来技術においては、耐熱性を強化したアルミニウム鋳造合金を提供する試みが成されている。このうち、ジルコニウムを少量添加したアルミニウム−ニッケル系を使用する試みが注目されている。以下の雑誌論文に、上記試みが記載されている。
【０００４】
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，「Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ａｎｄ  Ｓｔｒｅｎｇｔｈ  ｏｆ  Ｃａｓｔ  Ａｌｌｏｙｓ  ｏｆ  ｔｈｅ  Ｓｙｓｔｅｍ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ−Ｎｉｃｋｅｌ−Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ（アルミニウム−ニッケル−ジルコニウム系の鋳造合金の構造および強度）」，Ｍｅｔａｌｌｏｖ．，Ｎｏ．１０，ｐｐ．１９−２２，１９９３．
【０００５】
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，「Ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓ  ｏｆ  Ｏｐｔｉｍｉｚｉｎｇ  ｔｈｅ  Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ｏｆ  Ｃｒｅｅｐ−Ｒｅｓｉｓｔｉｎｇ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ  ｕｓｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ  Ｍｅｔａｌｓ（遷移金属を使用する耐クリープ鋳造アルミニウム合金の構造を最適化する原理）」，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｖｏｌ．１，Ｎｏ．４，ｐｐ．３２１−３２９，１９９４．
【０００６】
Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖ，Ｖ．Ｓ．Ｚｏｌｏｔｏｒｅｖｓｋｙ，Ｓ．Ｇｏｔｏ，Ａ．Ｎ．Ａｌａｂｉｎ，Ｖ．Ｖ．Ｉｓｔｏｍｉｎ−Ｋａｓｔｒｏｖｓｋｙ，およびＶ．Ｉ．Ｍｉｓｈｉｎ，「Ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ  ｏｎ  Ｌｉｑｕｉｄｕｓ  ａｎｄ  Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ  ｏｆ  ＡＩ−６％Ｎｉ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ａｌｌｏｙ（液相線へのジルコニウムの影響およびＡｌ−６％Ｎｉ鋳造合金の硬化）」，Ｍｅｔａｌｓ  Ｆｏｒｕｍ，Ｖｏｌ．２８，ｐｐ．５３３−５３８，２００４．
【０００７】
上記雑誌論文によると、高温で安定に存在するアルミニウム合金の最適構造は、少なくともジルコニウムル０．６重量％と合金化するアルミニウム固溶体（α−アルミニウム）相およびクリープ強度が高い第二相、すなわち、ニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）からなる共晶組成を基に生成することができる。
【０００８】
さらに、上記雑誌論文によると、これらの合金からなる物体は、注意深く秤量された固体合金材料（アルミニウム、アルミニウムニッケル母合金およびアルミニウムジルコニウム母合金）を約９００℃で溶融することによって得られる。この比較的高い融解温度は含有量の高いジルコニウム（ジルコニウム０．６重量％以上）をアルミニウムに溶解し、均一なアルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を得るために必要である。加えて、上記雑誌論文から、アルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を凝固し、α−アルミニウム中のジルコニウムの均一な過飽和固溶体を室温で保持するために、１０℃／秒より速い冷却速度でアルミニウム−ニッケル−ジルコニウム融液を冷却しなければならないことがわかる。さらに、上記雑誌論文によると、材料が融液温度から冷却されるにつれて鋳型で材料を鋳造することによって、所望の形態に形作ることができる。前記鋳型では、材料を１０℃／秒を超える速さで融液温度から室温まで冷却することが求められる。最終的には、上記雑誌論文によると、合金を硬化するジルコニウムトリアルミナイド（Ａｌ３Ｚｒ）微粒子を析出するために、鋳造固体物を３５０〜４５０℃で時効してもよい。
【０００９】
上記雑誌論文に記載の合金が適切に加工されると、従来のアルミニウム鋳造合金よりも高温においてより優れた機械的特性を有する。しかし、合金のジルコニウム含有量が０．４重量％を超えない限り、上記雑誌論文に記載の合金は硬化しない。また、合金のジルコニウム含有量が少なくとも０．６重量％でない限り、顕著な硬化は起こらない。これよりジルコニウムが少量な場合、α−アルミニウム固溶体の顕著な硬化を誘導するのに十分な体積の第二相粒子（この場合、Ａｌ３Ｚｒ）が得られない。図１は、従来技術の合金における温度の関数としての融液に存在する固体の量を示す。図から、この合金は、８５０℃を超えた温度でのみ完全に融解することがわかる。従来の高圧鋳造機のショットスリーブに導入しうる融液の温度が７５０℃を超えてはならないため、融液温度がこのように高くては、従来の高圧鋳造で上記雑誌論文に記載の合金をある形状の物体に加工することができない。
【００１０】
室温でα−アルミニウム中の固溶体においてジルコニウム０．６重量％を保持するためには、１０℃／秒を超えるような速い冷却速度が必要である。高圧鋳造を除き、従来の鋳造方法で鋳造する多くの物体において、このような速い冷却速度を達成することはできない。したがって、グラファイトまたは銅鋳型における極めて小さい物体の鋳造を除いて、従来の鋳造方法で上記雑誌論文に記載の合金をある形状の物体に加工することはできない。
【発明の概要】
【００１１】
本発明は、（ｉ）分散強化され、（ｉｉ）機械特性の向上の目的で時効硬化させることができ、そして（ｉｉｉ）従来の高圧鋳造で加工し、少なくとも３００℃までの温度で有用な機械的特性を有する、成形物品を製造することができる、ひとつのクラスのアルミニウム合金に関する。
【００１２】
本発明の目的は、従来の高圧鋳造法で鋳造可能であり、少なくとも３００℃までの温度で耐熱性がある、軽量な耐摩耗性かつ耐腐食性を有する材料を提供することである。
【００１３】
本発明によると、
２〜６重量％のニッケル、
０．１〜０．４重量％のジルコニウム、
０．１〜０．４重量％のバナジウム、
任意に５重量％以下のマンガン、
任意に２重量％以下の鉄、
任意に１重量％以下のチタン
および残部として、アルミニウムと合計で最大１重量％の製造起因の不純物
とを含むアルミニウムダイカスト合金によって、上記目的を達成する。
【００１４】
ニッケルの範囲は４〜６重量％が好ましく、ジルコニウムの範囲は０．１〜０．３重量％が好ましく、バナジウムの範囲は０．３〜０．４重量％が好ましい。
【００１５】
本発明の合金は、アルミニウム−ニッケル−ジルコニウムの一般的な化学組成を有し、それらの化学組成は液相線温度が７５０℃未満であるように最適化される。
【００１６】
融液から凝固するとき、ニッケルおよびアルミニウムは、アルミニウム（α−アルミニウム相という）中のニッケルの固溶体、およびニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）の第二相からなる共晶構造を形成する。微小構造に共晶成分を有する合金は、微小構造に共晶成分がない合金に比べ、凝固範囲がより小さいため、熱間割れが生じにくい。Ａｌ３Ｎｉ相は、細い棒状の形態であり、その直径は３００〜５００ｎｍの範囲である。融液温度から室温まで十分速く（例えば、１０℃／秒を超える速度で）冷却する場合、ジルコニウムおよびバナジウムもα−アルミニウム相に溶解する。次に、固体合金の高温時効を制御することによって、ジルコニウムおよびバナジウムが固相反応でアルミニウムと結合し、化学組成Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘの強化析出相を形成する。サブミクロンサイズの準安定Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ粒子は、Ｌ１２立方晶構造を有し、α−アルミニウム固溶体に均等に分布する。
【００１７】
また、本発明の合金は、マンガン５重量％以下および鉄２重量％以下を含んでもよい。合金をさらに強化することが可能な金属アルミナイドの形成に加え、鉄およびマンガンは合金の鋳型成分への結合を緩和する傾向があるため、これらは高圧鋳造合金において有用な材料となる。
【００１８】
さらに、本発明の合金は、マグネシウム２重量％以下、ハフニウム２重量％以下、チタン１重量％以下、モリブデン１重量％以下、クロム１重量％以下、シリコン０．５重量％以下、銅０．５重量％以下および亜鉛０．５重量％以下を含んでもよい。
【００１９】
本発明の合金は、実質的に均一に分散した粒子Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘを含むことが好ましい。式中、ｘは、合金中のＺｒ：Ｖの比に依存する単位１の分数であり、粒子は、約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満の等価直径を有する。
【００２０】
本発明の合金は、等価直径が約５００ｎｍ未満、好ましくは約３００ｎｍ未満、特に好ましくは約１００ｎｍ未満のＡｌ３Ｎｉ粒子を含むことが好ましい。
【００２１】
本発明の合金は、等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満のマンガンアルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含んでもよい。
【００２２】
本発明の合金は、等価直径が約５０ｎｍ未満、好ましくは約３０ｎｍ未満の鉄アルミナイドの実質的に均一に分散した粒子を含んでもよい。
【００２３】
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムを含まない従来技術のアルミニウム合金（Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖによる雑誌論文に記載）と異なる本発明の合金の特徴は、本発明の合金の液相線温度がかなり低い（従来技術の合金が８５０℃を超えるのに対し、通常７５０℃未満）ことである。液相線温度が低ければ、従来の高圧鋳造で本発明の合金を成形物体に加工することができるが、従来の高圧鋳造で従来技術の合金を成形物体に加工することはできず、グラファイト鋳型での小物体の鋳造に限定される。
【００２４】
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムを含まない従来技術のアルミニウム合金と異なる本発明の合金のさらなる特徴は、本発明の合金中の析出硬化粒子がＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ粒子であることである（従来技術の合金中のＡｌ３Ｚｒ粒子と比較）。ジルコニウム原子（０．１５９ｎｍ）よりバナジウム原子（０．１３２ｎｍ）が小さいため、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ格子は、Ａｌ３Ｚｒ格子のパラメーターより小さく、α−アルミニウムマトリックスの格子パラメーターにより近い格子パラメーターを有する。このため、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ析出物とともに硬化するアルミニウム−ニッケル合金は、Ａｌ３Ｚｒ析出物とともに硬化するアルミニウム−ニッケル合金よりも耐熱性が高い。
【００２５】
本発明の前述のおよび他の特徴および長所は、次の詳細な説明および添付の図面から、更に明らかになる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】アルミニウム−ニッケル６重量％−ジルコニウム０．６重量％合金のコンピューターで作成した凝固経路である。
【００２７】
【図２】アルミニウム−ニッケル６重量％−ジルコニウム０．１重量％−バナジウム０．４重量％合金のコンピューターで作成した凝固経路である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
アルミニウム合金の分散強化は、合金マトリックス中に分散した粒子の生成に依存する。この強化メカニズムは、アルミニウム−ニッケル系を基とする合金において典型的に表われる。亜共晶および共晶アルミニウム−ニッケル合金は、アルミニウム（α−アルミニウム）中のニッケルの固溶体からなるマトリックスにおけるニッケルトリアルミナイド（Ａｌ３Ｎｉ）粒子の微細な分散を含む構造の中で凝固する。ニッケルトリアルミナイドは、約８５５℃までアルミニウムに実質的に溶解しないため、アルミニウム−ニッケル合金は、高温においてアルミニウム−シリコン合金よりも安定である。しかし、アルミニウム−ニッケル二元合金は、室温における引っ張り降伏強さが８０ＭＰａを超えないため、多くの自動車用途に適した機械特性を有しない。したがって、これらの合金のさらなる強化が必要である。
【００２９】
アルミニウム−銅系を基とする合金において典型的に表われるように、析出強化はアルミニウム合金を強化するためのメカニズムとしてよく知られている。これらの合金では、合金マトリックスの効果的な強化を得るために、α−アルミニウムマトリックスにおける銅アルミナイド粒子の析出が熱的に制御される。
【００３０】
多くの自動車用途のため、高温機械強度が十分高いアルミニウム合金を得るために、本発明では前述の両タイプの硬化メカニズムの特徴を組み合わせる。本発明の合金は、微細に分散したクリープ抵抗性ニッケルトリアルミナイド粒子ならびにジルコニウムおよびバナジウムを基とする強化析出物、すなわち、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘを含む。
【００３１】
ニッケルおよびジルコニウムを含むが、バナジウムは含まない従来技術の合金（Ｎ．Ａ．Ｂｅｌｏｖによる雑誌論文に記載）では、化学組成Ａｌ３Ｚｒを有する強化相が形成される。本発明の合金においても、強化相は、Ａｌ３Ｚｒ構造に基づいているが、ジルコニウム原子の一部がバナジウム原子によって置換されている。したがって、本発明の合金における強化相の正確な表現は、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘであり、ｘは単位１の分数で、その大きさはジルコニウム対バナジウムの比に依存する。本発明の合金においてバナジウムが果たす役割は、合金を高圧鋳造で物品に加工する際に重要である。析出物によって誘導される強化の程度は、析出物の体積分率および析出粒子の大きさに関連する。大きな体積分率の小さなサイズの粒子が強化には不可欠である。約０．８３体積％のＡｌ３Ｚｒ強化相を形成するために、従来技術の合金は最小０．６重量％のジルコニウムを使用する。この量は、合金の顕著な強化に十分であることが分かっている。しかし、図１を調べると、ジルコニウム０．６％を有する合金の液相線温度は８５０℃より高いことが示される。この比較的高い融液温度は、従来の高圧鋳造を困難なものとし、このために、従来技術の合金は、高圧鋳造操作で大量生産することができない。本発明の合金の好ましい形態では、わずか０．１重量％のジルコニウムおよび０．４重量％のバナジウムを使用する。この混合物から、約０．８４体積％のＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化相が形成される。本発明の合金においてバナジウムを使用する主な利点は、本発明の合金の液相線温度がわずか約７３０℃であることであり（図２を参照）、これによって本発明の合金を用いた成形物品の製造において従来の高圧鋳造法の使用が可能になる。
【００３２】
最適な加工後の本発明の材料をおおまかに説明すると、この材料はジルコニウムおよびバナジウムを基とし、化学式Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘで示される構造を有する約０．８〜１．０体積％の均一に分布した強化相、ならびに合金マトリックス中に約１〜１０体積％の均一に分散したニッケルトリアルミナイド粒子を含有するα−アルミニウム（アルミニウム中のニッケルの非常に希薄な固溶体）マトリックスである。最大強度を有するように加工した本発明の材料において、Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子は準安定で、Ｌ１２立方体構造を有し、α−アルミニウムマトリックスと整合し、約２５ｎｍ未満の平均粒径を有する。
【００３３】
このような構造を形成するためには、（１）融液温度から急冷し、（２）凝固物品の高温時効の制御が必要である。
【００３４】
融液温度からの急冷は、ジルコニウムおよびバナジウムをα−アルミニウムマトリックスにおける溶液中に室温で保持すること、すなわち、室温で合金がＡｌ３Ｎｉ共晶相ならびにαーアルミニウム中のジルコニウムおよびバナジウムの過飽和固溶体である第二相を含有することを確保するために必要である。本発明の合金では、１０℃／秒を超える冷却速度が、α−アルミニウム中のジルコニウムおよびバナジウムの過飽和固溶体を得るために必要である。従来技術の合金よりも本発明の合金が優れている点の１つに、約７５０℃で融解した合金をダイカスト機のショットスリーブに直接導入する従来の高圧鋳造で、本発明の合金を成形物品に加工することができるように設計されていることが挙げられる。合金を高圧下で鋼製鋳型に注入し、凝固が終了するまで合金への圧力を維持し、凝固した物品を外す。従来の高圧鋳造操作時の冷却速度は一般に１０℃／秒を超えることが知られている。したがって、物品を成形する鋳造工程では、α−アルミニウム中の強化元素（ジルコニウムおよびバナジウム）の均一な過飽和固溶体を得るために必要である焼き入れを提供する。
【００３５】
本発明の合金を使用してなされる凝固した鋳造品の高温時効の制御は、準安定Ｌ１２立方体のＡｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子をα−アルミニウム固溶体中に析出するために必要である。これは最適化された高温時効スケジュールによって達成されてもよい。このようなスケジュールには、凝固した鋳造品を２５０〜３５０℃の温度で２〜６時間保持し、次に３５０〜４５０℃で２〜６時間保持することが含まれる。好ましい高温時効のスケジュールには、凝固した鋳造品を３５０℃で３時間保持し、次に４５０℃でさらに３時間保持することが含まれる。Ａｌ３ＺｒｘＶ１−ｘ強化粒子がα−アルミニウム固溶体中に析出すると同時に、所定の高温時効スケジュールによって、Ａｌ３Ｎｉ共晶ロッドが細分化され、サブミクロンサイズの粒子に変化される。このＡｌ３Ｎｉ共晶ロッドの細分化および球状化により、鋳造品の総体的な延性が向上する。
【００３６】
本発明は、その詳細な実施形態に関連して示され説明されたが、請求される本発明の趣旨および範囲から逸脱することなく、本発明の形態および詳細における様々な変更を実施できることが当業者には理解されるであろう。
【図１】
2013528699.tif 000002
【図２】
2013528699.tif 000003
【国際調査報告】
2013528699.tif 000004
2013528699.tif 000005
2013528699.tif 000006