(57)【要約】 【課題】本発明は、高強度の鍛錬用合金の機械的性質と同等かこれよりも優れた合金であって良好な鋳造性、耐食性等の性質を有するアルミ鋳造合金及びアルミ合金鋳造品、そしてアルミ合金鋳造品の製造方法を実現することを目的としている。【解決手段】このため、重量％で、約４〜約９％Ｚｎ、約１〜約４％Ｍｇ、約１〜約２．５％Ｃｕ、約０．１％未満Ｓｉ、約０．１２％未満Ｆｅ、約０．５％未満Ｍｎ、約０．０１〜約０．０５％Ｂ、約０．１５％未満Ｔｉ、約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、約０．１〜約０．５％Ｓｃ、多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、残部のアルミニウム、からなることを特徴とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、
残部のアルミニウム、からなることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｚｎの濃度は、約７．３７％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項３】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｍｇの濃度は、約２．４６％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項４】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｃｕの濃度は、約１．５８％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項５】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｓｉの濃度は、約０．０４％以下であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項６】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｆｅの濃度は、約０．０５％以下であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項７】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｍｎの濃度は、約０．１１％以下であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項８】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｂの濃度は、約０．０２％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項９】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｚｒの濃度は、約０．１２％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項１０】
請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金において、前記Ｓｃの濃度は、約０．３％であることを特徴とするアルミニウム鋳造合金。
【請求項１１】
アルミニウム合金鋳造品の製造方法に関するものであって、この方法は、アルミニウム合金溶融物を準備するステップからなり、ここで前記溶融物は、重量％で、
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、
残部のアルミニウムからなる濃度の元素を含有しており、
さらに、前記方法は、前記鋳造品を形成するよう形状構成した鋳型に前記溶融物の少なくとも一部を投入するステップと、
前記鋳型から前記鋳造品を取り出すステップと、前記鋳造品に対しＴ６熱処理を行うステップとからなることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１２】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｚｎの濃度は、約７．３７％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１３】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｍｇの濃度は、約２．４６％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１４】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｃｕの濃度は、約１．５８％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１５】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｓｉの濃度は、約０．０４％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１６】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｆｅの濃度は、約０．０５％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１７】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｍｎの濃度は、約０．１１％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１８】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｂの濃度は、約０．０２％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項１９】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｚｒの濃度は、約０．１２％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項２０】
請求項１１に記載のアルミニウム合金鋳造品の製造方法において、前記Ｓｃの濃度は、約０．３％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品の製造方法。
【請求項２１】
重量％で、
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、
残部のアルミニウム、からなることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２２】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｚｎの濃度は、約７．３７％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２３】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｍｇの濃度は、約２．４６％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２４】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｃｕの濃度は、約１．５８％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２５】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｓｉの濃度は、約０．０４％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２６】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｆｅの濃度は、約０．０５％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２７】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｍｎの濃度は、約０．１１％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２８】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｂの濃度は、約０．０２％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項２９】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｚｒの濃度は、約０．１２％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【請求項３０】
請求項２１に記載のアルミニウム合金鋳造品において、前記Ｓｃの濃度は、約０．３％であることを特徴とするアルミニウム合金鋳造品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、航空宇宙産業および自動産業における鋳造品用のＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｓｃ高強度合金に係る。 
なお、本発明は、２００５年５月２５日に出願された米国特許仮出願第６０／６８４，４６９号による優先権を主張するものである。
そして、本発明は、合金組成物に関するものであり、より具体的には、航空宇宙産業および自動車産業に適用される鋳物のアルミ鋳造合金及びアルミ合金鋳造品、そしてアルミ合金鋳造品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム鋳造部品は、軽量化のため航空宇宙産業で広く使用されている。 
最もよく使われる鋳造合金であるＡｌ−Ｓｉ７−Ｍｇは、強度限界が高められている。 
現在のところ、最もよく使われる鋳造合金であるＡｌ−Ｓｉ７−Ｍｇの鋳造材料Ａ３５６．０は、２９０ＭＰａの極限引張強さ、８％以上の伸長度で２２０ＭＰａの引張降伏強さを信頼性をもって達成できる。
Ａｌ−Ｓｉ７−Ｍｇ型の高強度Ｄ３５７合金は、３５０ＭＰａの極限引張強さ、５％以上の伸長度で２８０ＭＰａの引張降伏強さを信頼性をもって達成できる。
部品を軽量化するため、設計上の物質特性を達成しつつより高強度の物質が必要となる。 
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
ところで、様々なアルミニウム合金、主として鍛錬用合金は、より高い強度を示している。 
しかし、これらの合金を鋳造品に適用すると、凝固時に熱間亀裂が生じるという傾向があった。 
熱間亀裂は、応力および歪みにより生じる、肉眼で見える鋳造品の亀裂であって、非平衡性固相線を越えた温度での冷却時により起こる。
この熱間亀裂のため、多くの場合、鋳造品に対して加工処理を行うことはできない。 
したがって、これらの鍛錬用合金は、鋳造合金としての使用に適するものではない。 
【０００４】
そこで、高強度の鍛錬用合金の機械的性質と同等かこれよりも優れた合金であって良好な鋳造性、耐食性等の性質を有するものが望まれている。
【０００５】
この発明の目的は、高強度の鍛錬用合金の機械的性質と同等かこれよりも優れた合金であって良好な鋳造性、耐食性等の性質を有するアルミ鋳造合金及びアルミ合金鋳造品、そしてアルミ合金鋳造品の製造方法を実現することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
そこで、この発明は、上述不都合を除去するために、重量％で、 
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、 
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウム、からなるアルミニウム鋳造合金であることを特徴とする。 
また、アルミニウム合金鋳造品の製造方法に関するものであって、この方法は、アルミニウム合金溶融物を準備するステップからなり、ここで前記溶融物は、重量％で、
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、 
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウムからなる濃度の元素を含有しており、 
さらに、前記方法は、前記鋳造品を形成するよう形状構成した鋳型に前記溶融物の少なくとも一部を投入するステップと、 
前記鋳型から前記鋳造品を取り出すステップと、前記鋳造品に対しＴ６熱処理を行うステップとからなることを特徴とする。 
更に、重量％で、 
約４〜約９％Ｚｎ、 
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、 
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、 
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウム、からなるアルミニウム合金鋳造品であることを特徴とする。 
【発明の効果】
【０００７】
以上詳細に説明した如くこの発明によれば、高強度の鍛錬用合金の機械的性質と同等かこれよりも優れた合金であって良好な鋳造性、耐食性等の性質を有するアルミ鋳造合金及びアルミ合金鋳造品、そしてアルミ合金鋳造品の製造方法を実現することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
以下、この発明の実施例を詳細に説明する。 
【実施例】
【０００９】
本発明の概要は、インベストメント、低圧または重力の永久的または半永久的な鋳型、スクイーズ、高圧ダイまたは砂型の鋳造に用いられるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金に関するものであって、以下の組成範囲を有するものである（全て重量％で示されている）。
Ｚｎ：約４〜約９％、
Ｍｇ：約１〜約４％、
Ｃｕ：約１〜約２．５％、
Ｓｉ：約０．１％未満、
Ｆｅ：約０．１２％未満、
Ｍｎ：約０．５％未満、
Ｂ：約０．０１〜約０．０５％、
Ｔｉ：約０．１５％未満、
Ｚｒ：約０．０５〜約０．２％、
Ｓｃ：約０．１〜約０．５％、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
Ａｌ：残部。 
【００１０】
鋳造およびＴ６テンパーへの熱処理を行った合金は、適切な伸長性を維持しつつ、Ａ３５６．０−Ｔ６よりも高い１００％を越える引張降伏強さを示す機械的性質を有している。
【００１１】
本発明は、一態様においては、重量％で示される以下からなるアルミニウム鋳造合金に関するものである。 
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウム。 
【００１２】
別の態様において、本発明は、アルミニウム合金鋳造品の製造方法に関するものであって、この方法は、アルミニウム合金溶融物を準備するステップからなり、ここで前記溶融物は、重量％で、
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウムからなる濃度の元素を含有しており、 
さらに、前記方法は、前記鋳造品を形成するよう形状構成した鋳型に前記溶融物の少なくとも一部を投入するステップと、 
前記鋳型から前記鋳造品を取り出すステップと、前記鋳造品に対しＴ６熱処理を行うステップとからなる。 
なお、Ｔ６と呼ばれる熱処理は、ほとんど溶ける直前にまで温度を上げてから急冷し、再びある特定の時間、温度をかけ続けゆっくりと冷ますことをいう。
【００１３】
別の態様において、本発明は、アルミニウム合金鋳造品に関するものであり、重量％で以下を含有している。 
約４〜約９％Ｚｎ、
約１〜約４％Ｍｇ、
約１〜約２．５％Ｃｕ、
約０．１％未満Ｓｉ、
約０．１２％未満Ｆｅ、
約０．５％未満Ｍｎ、
約０．０１〜約０．０５％Ｂ、
約０．１５％未満Ｔｉ、
約０．０５〜約０．２％Ｚｒ、
約０．１〜約０．５％Ｓｃ、
多種多様な元素または不純物のそれぞれが０．０５％以下、
多種多様な元素または不純物の合計が０．１５％以下、 
残部のアルミニウム。 
【００１４】
本発明の好適な実施例としては、インベストメント、低圧または重力の永久的または半永久的な鋳型、スクイーズ、高圧ダイまたは砂型の鋳造に用いられるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ系合金に関するものである。
【００１５】
実験室規模の試験を本発明による合金サンプルに対して行った。 
機械的性質を評価するため、これらの合金を方向性凝固（ＤＳ）の鋳型に投入した。 
方向性凝固鋳型からの鋳造品は、様々な冷却速度による種々の断面において微細構造を有していた。 
Ｔ６の状態で、鋳造品に対し熱処理を行った。 
【００１６】
合金の高温割れ耐性は、いわゆる「ペンシルプローブモールド」を用いて評価した。 
ペンシルプローブモールドから直径が１６ｍｍ〜２ｍｍにわたるＩ字形状のコネクションロッド鋳造品が製造された。 
高温割れ値とは、合金につき割れが生じたロッドの最大直径である。 
したがって、特定合金の高温割れ値が小さければ、その合金の高温割れ耐性が大きいことになる。 
【００１７】
表１に示されるように、高温割れ耐性（ＨＣＩ）は、合金組成および細粒性に強く影響を受ける。 
＞０．１５％Ｓｃ、＞２．２５％Ｍｇ、０．０２％Ｂの合金は、最良の高温割れ耐性を有していることが示された。 
表に最初に示されている７ｘｘ−７は、比較のための従来技術の合金である。 
この合金は、７０７５鍛錬用合金である。 
【表１】
2008542534.tif 000002
【００１８】
ラベルＳ０４、Ｓ０５、Ｓ０６、Ｎ０１、Ｎ０２、Ｎ０３の合金は、全て７ｘｘ−７合金よりも低い高温割れ値を有していることが分かる。
【００１９】
表２は、３つの合金組成の張力性質を示している。 
最良の張力性質は、２．４６％Ｍｇ、０．３％Ｓｃ２を含有するＮ０３合金で得られた。 
好ましい合金は、約７．３７％のＺｎ、約２．４６％のＭｇ、約１．５８％Ｃｕ、約０．０４％以下のＳｉ、０．０５％以下のＦｅ、約０．１１％以下のＭｎ、約０．２％Ｂ、約０．１２％Ｚｒ、約０．３％Ｓｃ、残部Ａｌからなる合金である。
【表２】
2008542534.tif 000003
【００２０】
本発明による合金から鋳造物を成形する場合、特許請求の範囲に記載された範囲の組成を有する溶融物が準備される。 
溶融物の少なくとも一部が、鋳造物を製造する形状になった鋳型に投入される。 
それから鋳造物は鋳型から除去され、これに対し最大機械的性質を得られるようＴ６熱処理を行う。 
【００２１】
本発明による合金の試料は、インベストメント鋳造およびエージングが行われ、引張性質を評価した。 
合金１の組成は、重量％で、０．０２６％Ｓｉ、０．１１％Ｆｅ、１．６４％Ｇｕ、０．０５６％Ｍｎ、２．５３％Ｍｇ、０．０４％Ｃｒ、０．０１％Ｎｉ、７．４８％Ｚｎ、０．０６％Ｔｉ、０．０２％Ｂ、０．０％Ｂｅ、０．１２％Ｚｒ、０．３３％Ｓｃ、残部Ａｌであった。
合金２の組成は、重量％で、０．０１５％Ｓｉ、０．０１６％Ｆｅ、１．５２％Ｃｕ、０．０５５％Ｍｎ、２．３４％Ｍｇ、０．０％Ｃｒ、０．０％Ｎｉ、７．１９％Ｚｎ、０．０６％Ｔｉ、０．０２％Ｂ、０．０％Ｂｅ、０．１４％Ｚｒ、０．３３％Ｓｃ、残部Ａｌであった。
合金１および合金２は、鋳型温度が８００℃のシェル鋳型および固体石膏鋳型に７３０℃で投入したシェル鋳型により、約０．３℃／秒の速度で凝固する。
固体鋳型により、約０．０８℃／秒の速度で凝固する。 
これらの合金は、鋳型内において約１００ｐｓｉのガス圧を受けて凝固した。 
Ｃリング形状の合金鋳造物は、２つの異なったエージング条件でエージングが行われた。 
第１のエージング条件（エージング実施１）は２５０度Ｆ、３時間であった。 
第２のエージング条件（エージング実施２）は２５０度Ｆ、１２時間であり、それから３１０度Ｆ、３時間でエージングを行った。
【００２２】
表３は、エージングを行ったＣリング形状の鋳造品から切断取得した測定用試料の引張試験の結果を示している。 
この鋳造品は、合金１に対しては溶融物１、合金２に対して溶融物２と表示されており、極限引張強さ、引張降伏強さ、伸長率が示されている。
【表３】
2008542534.tif 000004
【００２３】
Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕの３つの最高点において、優れた強度レベルが得られたことに注目される。 
シェル鋳型で製造された鋳造物の引張性質は、固体石膏鋳型で製造されたものより高いことが示された。 
非常に遅い冷却速度のため、固体石膏鋳型ではかなりの収縮気孔率を有する鋳造物が得られることになり、シェル鋳型で製造された鋳造物よりも機械的性質の低下を招いた。
【００２４】
以上の記載に開示される趣旨から逸脱せずに本発明に対し改変をなしうることは、当業者なら容易に理解できるであろう。 
このような改変は、特許請求の範囲の文言で範囲外であると明確に記載しない限り、特許請求の範囲内に含まれるものである。 
したがって、ここに詳述された実施態様は例示のもので本発明の範囲を限定するものではなく、添付された特許請求の範囲およびその均等物の全てを完全な範囲とするものである。
【国際調査報告】
2008542534.tif 000005