(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：１．５〜３．５質量％
Ｍｇ：２．５〜６．５質量％
Ｆｅ：０．３〜０．６質量％
Ｍｎ：０．２〜１．２質量％
を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、ＳｉとＭｇの含有量の比（
Ｍｇ／Ｓｉ）が０．５〜２である組成を有し、
２００℃で２時間時効処理した場合の時効処理後の耐力／時効処理前の耐力が
１．３０以下であることを特徴とした高靱性アルミニウム合金鋳物。
【請求項２】
Ｃｕ：０．３〜０．６質量％ 
Ｚｎ：０．３〜０．６質量％ 
のいずれか一種以上をさらに含む請求項１に記載の高靱性アルミニウム合金鋳物。 
【請求項３】
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鋳物を鋳造し、鋳造後に３０〜１００℃の温度で１〜１０００時間保持することを特徴とする、２００℃で２時間時効処理した場合の時効処理後の耐力／時効処理前の耐力が１．３０以下である高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靱性アルミニウム合金鋳物及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、ステアリングホイールの芯金の材料として、アルミニウム合金鋳物を採用することが提案されている。このようなアルミニウム合金鋳物としては、アルミニウムにマグネシウムを主に添加した合金鋳物が用いられてきた（特許文献１及び２）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平０１−６０４７１号公報
【特許文献２】特開平０１−２１５６６６号公報
【発明の概要】
【０００４】
上記のような材料について、省エネの観点から軽量化のニーズが高まり、多くの鋳物の薄肉化も要求されるとともに、より高強度のものが、要求されるようになってきた。
また、薄肉化による剛性等の機械的強度の減少を鋳物の形状により抑制させるために複雑な形状が求められるようになり、鋳造性も要求されるようになってきた。
【０００５】
上記のような事情に鑑み鋭意検討した結果、本願の発明者は、高強度かつ鋳造性の高い高靱性アルミニウム合金鋳物及びその製造方法を見出した。
【０００６】
本発明によれば、Ｓｉ：１．５〜８．５質量％、Ｍｇ：０．５〜６．５質量％、Ｆｅ：０．３〜０．６質量％、Ｍｎ：０．２〜１．２質量％、からなる組成を有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、２００℃で２時間時効処理した場合の耐力の増加率が１．３０％以下であることを特徴とする高靱性アルミニウム合金鋳物及びその製造方法が提供される。
【０００７】
本発明の一態様によれば、上記の高靱性アルミニウム合金鋳物又はその製造方法において、Ｃｕ：０．３〜０．６質量％、Ｚｎ：０．３〜０．６質量％、のいずれか一種以上をさらに含む。
【０００８】
本発明の一態様によれば、上記の高靱性アルミニウム合金鋳物又はその製造方法において、ＳｉとＭｇの含有量の比（Ｍｇ／Ｓｉ）が、０．５以上である。
【０００９】
本発明の一態様によれば、上記の高靱性アルミニウム合金鋳物又はその製造方法において、上記の組成を有するアルミニウム合金鋳物を鋳造し、鋳造後に３０〜１００℃の温度で１〜１０００時間保持する。
【００１０】
本発明によれば、高強度かつ鋳造性の高い高靱性アルミニウム合金鋳物及びその製造方法が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】金型の形状を示す概略的な正面図および側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下に、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されないことは自明である。
【００１３】
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物は、Ｓｉ：１．５〜８．５質量％、Ｍｇ：０．５〜６．５質量％、Ｆｅ：０．３〜０．６質量％、Ｍｎ：０．２〜１．２質量％、からなる組成を有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、Ｍｇ‐Ｓｉ系析出物の体積率が、０．１体積％以下であり、２００℃で２時間時効処理した場合の耐力の増加率が１．３０％以下である。
【００１４】
［Ｓｉ：シリコン］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、Ｓｉは、機械的強度の向上に寄与する。さらに、低温で時効処理を行った場合、Ｓｉは、Ｍｇと相まってＭｇ‐Ｓｉクラスタ（ナノ集合体）を生成し、機械的強度の向上に寄与する。
【００１５】
この効果は、Ｓｉの含有量が１．５質量％以上で顕著となる。また、鋳造性の向上に寄与して、鋳造の際に薄肉部にも溶湯がスムーズに注湯されやすくなる。Ｓｉの含有量が８．５％以下であることで、破壊の起点となる粗大な晶出物の形成を抑制することができる。さらに好ましくは、Ｓｉの含有量は、３．５質量％以下である。
【００１６】
［Ｍｇ：マグネシウム］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、Ｍｇは、機械的強度の向上に寄与する。また低温で時効処理を行った場合、Ｓｉと相まってＭｇ‐Ｓｉクラスタ（ナノ集合体）を生成し、さらに機械的強度の向上に寄与する。
【００１７】
この効果は、Ｍｇの含有量が０．２質量％以上で顕著となる。Ｍｇの含有量が６．５質量％以下の場合、粗大な晶出物の形成を抑制することができる。より好ましくはＭｇの含有量は２．５質量％以上であり、さらに好ましくは５．０質量％以上６．０質量％以下である。
【００１８】
［Ｆｅ：鉄］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、Ｆｅは、アルミニウム中に不可避的に混入する元素であるが、金型への焼き付き防止、機械的強度の向上に寄与する。この効果は、Ｆｅの含有量が０．３質量％以上０．６質量％以下で顕著となる。
【００１９】
Ｆｅの含有量が１．０質量％以上となると破壊の起点となる粗大なＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物を形成しやすくなるので、１．０質量％以下に規制することが好ましい。より好ましくは、０．５質量％以下である。
【００２０】
［Ｍｎ：マンガン］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、Ｍｎを含むことで、Ｆｅと同様に金型への焼き付きを防止すると共に、針状のＡｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ系晶出物を粒状化させ、伸びの低下を抑制する。この効果は、Ｍｎの含有量が０．２質量％以上で顕著となる。より好ましくは、Ｍｎの含有量は０．８質量％以上である。Ｍｎの含有量が１．２質量％以下の場合、Ａｌ‐Ｆｅ‐Ｓｉ‐Ｍｎ系晶出物が粗大化して破壊の起点となり、合金鋳物の伸びが低下することを抑制できる。
【００２１】
また、本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、Ｍｇ‐Ｓｉ系析出物の体積率が０．１体積％以下であることが好ましい。Ｍｇ‐Ｓｉ系析出物の体積率が０．１体積％以下であることにより、Ｍｇ及びＳｉによるクラスタを形成することができ好ましい。
【００２２】
［残部の組成］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、残部として、Ｃｕ（銅）を０．３〜０．６質量％、Ｚｎ（亜鉛）を０．３〜０．６質量％含んでもよい。Ｃｕ、Ｚｎは、機械的強度に寄与する。
この効果は、Ｃｕ又はＺｎの含有量が０．３質量％以上で顕著となり、０．６質量％以下の場合、破壊の起点となる粗大なＡｌ‐Ｃｕ系晶出物、Ａｌ‐Ｚｎ系晶出物の形成を抑制できる。
【００２３】
［Ｍｇ／Ｓｉ比］
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、ＭｇとＳｉの含有量の比（Ｍｇ／Ｓｉで表されるＳｉの含有量に対するＭｇの含有量の比）が、０．５以上であれば、Ｍｇ‐Ｓｉクラスタが多く形成され、クラスタの効果が顕著となる。なお、Ｍｇ／Ｓｉ比が大きくなりすぎると破壊の起点となる粗大なＭｇ系化合物が形成され、伸びが低下する虞があるので、Ｍｇ／Ｓｉは２以下にすることがより好ましい。
【００２４】
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、２００℃で２時間の条件で、時効処理した場合、この時効処理を施す前の引張強度に対する時効処理後の引張強度の増加率が１．３０％以下である。
【００２５】
先述のクラスタは、２００℃で時効処理を行うと復元（溶解）するが、クラスタを形成していたＭｇ及びＳｉは、析出物にはならない。そのため、クラスタを形成させていない鋳物を同条件で時効処理した場合と比較して、強度の向上（析出強化）に寄与する析出物量が少なくなる。そのため、クラスタを形成させた鋳物では、時効処理した場合の耐力の増加率が小さいことになる。
【００２６】
このような関係を利用することで、時効処理後の引張強度の増加率を１．３０％以下に規制することにより、クラスタを形成させた鋳物か、クラスタを形成させていない鋳物かを区別できる。
【００２７】
クラスタは、ナノサイズレベルの原子の集合組織であるため、クラスタを直接測定することが困難な場合がある。本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物では、時効処理の前後における引張強度（耐力）の増加率で、クラスタが形成された材料とクラスタの無い材料を区別することができる。
【００２８】
ＭｇとＳｉを含有するアルミニウム合金鋳物は、１２０〜２００℃の温度範囲で一定時間保持する時効処理を行い、Ｍｇ‐Ｓｉ系化合物を析出させ、機械的強度の向上を図ることが行われている。しかし、Ｍｇ‐Ｓｉ系化合物は、Ａｌより硬度がかなり高いため析出物の量が多すぎると破壊の起点により、伸びが低下する虞がある。
【００２９】
本実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物において、鋳造後、３０〜１００℃の温度で１〜１０００時間保持すると、Ｍｇ及びＳｉ原子のナノサイズの集合体（クラスタ）が形成され、このクラスタが鋳物の強度を向上させる。このクラスタは極めて微小であるため、破壊の起点にならないので、伸びの低下につながらない。
【００３０】
鋳造後、３０℃以上の温度で保持することにより、クラスタの生成に要する時間を短くでき、十分な量のクラスタが得ることができる。保持温度をは、より好ましくは４０℃以上である。鋳造後、１００℃以下の温度で保持することにより、析出物の形成よりもクラスタの形成が優先されるようになる。また熱処理費用を考慮すると、保持温度を７０℃以下にすることがより好ましい。
【００３１】
なお、Ｍｇ‐Ｓｉ系析出物は時効処理以外に鋳造後の冷却の際に析出するものもあり、鋳造時の冷却速度が遅いと強度向上に寄与しない析出物量が増えたり、析出物が粗大化したりしやすいので、鋳造の際は、１００℃／秒以上の冷却速度で鋳物を冷却することが好ましい。冷却速度１００℃／秒以上の鋳造方法としては、ダイカスト法等がある。
【００３２】
上記の実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物は、靱性に優れたアルミニウム合金鋳物（ダイカスト材も含む）に関するものであり、特に、車両のステアリングホイール用の芯金等の薄肉部を含む鋳物に好ましく用いられる。
【００３３】
上記の実施形態に係る高靱性アルミニウム合金鋳物の他の用途としては、ブレーキレバー、ブラケット、キャリパー、フォーアームアダプター、プレート（体）、リンク、クランク、ハブシェル等が挙げられる。
【実施例】
【００３４】
以下に、本発明について実施例を用いて説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００３５】
［合金１から１０］
表１に示す組成のアルミニウム合金の溶湯（合金１から１０）を用意し、銅製の金型（図１）に注湯し、冷却速度１００℃／秒の条件で鋳造を行った。
【００３６】
【表１】
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【００３７】
得られた鋳物を４０℃と６０℃で２４時間保持する低温時効を行い、鋳物の断面の組織観察を行い、Ｍｇ‐Ｓｉ系化合物の析出物の体積率を測定した。得られた鋳物から、ＪＩＳ４号試験片を削り出し、引張試験を行い、耐力と伸びを測定した。本発明に係るこれらの合金の測定結果を表２に示す。
また、低温時効をしていない（鋳造後５℃で保持）場合の比較例の測定結果を表２に示す。
【００３８】
【表２】
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【００３９】
さらに、合金１から１０について、４０℃の低温時効を行った試料について、２００℃で２時間の条件で時効処理を行い、引張試験を行い、耐力を測定した。その結果を表３に示す。
【００４０】
【表３】
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【００４１】
表４には、合金１から１０について、低温時効を施さず（鋳造後５℃で保持）に２００℃で２時間の条件で時効処理を行った結果（比較例）を示す。
【００４２】
【表４】
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【００４３】
先ず、表２の結果によると、クラスタを形成させていないもの、すなわち低温時効を施していないものより、低温時効処理によりクラスタを形成した試料の耐力が高いことがわかる。
また、低温時効処理によりクラスタを形成した試料（表２の試料）は、一般的な時効処理をしたもの（表４の試料）より耐力は低いが、伸びは高いことがわかる。
【００４４】
時効処理を行うとクラスタは復元（溶解）されるが、クラスタを形成していたＭｇ、及びＳｉは、析出せず、固溶強化に寄与しない。そのため、クラスタを形成させた鋳物は、クラスタを形成させていない鋳物と比較して、耐力の増加率が小さい（１．３０％以下である）ことが表３及び表４の結果からわかる。
【００４５】
［比較合金１１から１９］
比較合金１１から１９では、合金１から１０と同じ条件で鋳造を行い、鋳造後５℃で保持し、クラスタを形成させない鋳物（比較例）を製造し、合金１から１０と同じ測定を行った。その結果を表１から表２に示す。
【００４６】
比較合金１１から１９では、ＳｉとＭｇの含有量の比（Ｍｇ／Ｓｉ）が小さく、クラスタの効果が小さいため、低温時効を施しても、耐力の増加が小さいことが表２よりわかる。
【図１】
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