(57)【要約】【課題】鋳造の鋳放しの状態で高延性及び高強度が得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の特徴を活かしつつ、耐鋳造割れ性に優れた鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物の提供を目的とする。【解決手段】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金であって、質量％で、Ｓｒ＝０．０１５〜０．１２％含有し、鋳造後の金属組織中に晶出したＭｇ２Ｓｉが微細な塊状になることを特徴とする。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金であって、
質量％で、Ｓｒ＝０．０１５〜０．１２％含有し、鋳造後の金属組織中に晶出したＭｇ２Ｓｉが微細な塊状になることを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。
【請求項２】
以下全て質量％で、Ｍｇ：２．０〜７．５％，Ｓｉ：１．６５〜５．０％であり、Ｓｒ：０．０１５〜０．１２％含有することを特徴とする請求項１記載の鋳造用アルミニウム合金。
【請求項３】
以下全て質量％で、Ｍｇ：２．０〜７．５％，Ｓｉ：１．６５〜５．０％，Ｍｎ：０．３〜１．０％，Ｆｅ：０．４０％以下及びＳｒ：０．０１５〜０．１２％で残部が不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１又は２記載の鋳造用アルミニウム合金。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかの鋳造用アルミニウム合金を用いたことを特徴とする鋳物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋳造に適したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金及びそれを用いて鋳造された鋳物に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は軽量材料として、多くの分野にて使用され鋳造に適した合金が開発されている。
鋳造方法としては、重量鋳造法・低圧鋳造法，高圧鋳造法等があるが、この中でもダイカスト鋳造は高圧鋳造法に分類され、生産性が高い。
ダイカスト鋳造は、アルミニウム合金の溶湯を金型内に高速，高圧で射出することで鋳造部材を成型する方法であることから、鋳造組織が緻密で高強度であることから、これまで日本工業規格（ＪＩＳ）では、ＡＤＣ１２と規定されているアルミニウム合金が自動車部品等に広く適用されている。
ＡＤＣ１２は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｆｅ−Ｍｇ−（Ｚｎ）系のアルミニウム合金で熱処理無しの鋳放しで高い強度と耐力が得られる。
しかし、ＡＤＣ１２は材料特性のうち延性が低く、高い靭性が要求される部品への展開が難しかった。
特に航空機，鉄道車両，自動車の分野では、軽量化に対する要求が高く、構造部材にも適用できる高延性の鋳造用アルミニウム合金が要求されている。
高い延性（高靭性）と高い強度が得られるアルミニウム合金としては、これまでＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系及びＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の亜共晶型の合金が検討されている。
ここでＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系とは、Ａｌに添加された成分のうち最も多いのがＳｉであり、次にＭｇが多く含まれていることをいい、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系とは逆にＭｇの方がＳｉよりも多く添加されているものである。
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金としては、米国で規格化されたＡＡ３６５合金が代表例である。
ＡＡ３６５合金は（以下全て質量％で）、Ｓｉ：８〜１２％と比較的多く含有し、これに０．６％までの少量のＭｇを添加したものであり、延性が高いものの材料強度が不充分であるため、ダイカスト鋳造後にＴ５等の熱処理が必要でありコストアップの一因となるだけでなく、熱処理時に寸法や形状が変化しやすい問題もあった。
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金としては、２〜８％の高いＭｇを含有させるとともに少量の０．５〜３％のＳｉを添加した合金が提案されている。
しかし、このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は凝固時に収縮性があり、鋳造割れが発生しやすい課題があった。
特許文献１には、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金であって、Ｍｇ：２．５〜５．０％，Ｍｎ：０．３〜１．５％，Ｔｉ：０．１〜０．３％，好ましくはＳｉ：０．２〜０．６％，Ｓｒ：０．００５〜０．０５％を含有する靭性に優れた合金を開示する。
しかし、同公報に開示する鋳造用合金は、Ｓｉの添加量が０．２〜０．６％と少なく、同公報段落（００２６）〜（００２８）に記載されているとおり、Ｍｇ２Ｓｉ化合物の晶出Ｓｉの針状成長を抑えるためのものである。
特許文献２には、熱間割れ感受性を減じるためのアルミニウム合金を開示し、Ｓｒ：０．０１〜０．０２５％，Ｂ：０．００１〜０．００５％の範囲に相当するＴｉＢ２を含むものである。
しかし、同公報に開示する合金は、同公報段落（０００６）に記載されているとおり、Ｓｒの添加はＴｉＢ２との相乗効果を目的としたものであり、α−Ａｌ結晶中における球状結晶の生成を促進させるのが目的である。【０００３】
【特許文献１】日本国特開２００９−１０８４０９号公報
【特許文献２】日本国特表２０１０−５２８１８７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、鋳造の鋳放しの状態で高延性及び高強度が得られるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の特徴を活かしつつ、耐鋳造割れ性に優れた鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金であって、質量％で、Ｓｒ＝０．０１５〜０．１２％含有し、鋳造後の金属組織中に晶出したＭｇ２Ｓｉが微細な塊状になることを特徴とする。
従来のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のアルミニウム合金においては、一般的にＳｉの添加割合をＭｇの添加量よりもかなり少なくすることで、Ｍｇ２Ｓｉ化合物の晶出を抑えていた。
これは、Ｓｉの添加が多くなると鋳造性が改善されてもＭｇ２Ｓｉが針状又は層状に積層した、いわゆるラメラ構造になり材料特性が大きく低下するからである。
これに対しては、本発明はＳｒの添加により凝固過程にて晶出するＭｇ２Ｓｉの晶出形態を微細な塊状に改質した点に特徴がある。
本発明にて微細な塊状とは、大きさ２０μｍ以下に分断された薄片状であることをいう。
本発明に係るアルミニウム合金は、Ｍｇ２Ｓｉの晶出を積極的に許容したものであり、亜共晶領域において、Ｍｇ２Ｓｉの化学量論的組成近傍又はα−Ａｌ相結晶中にＭｇが固溶する量も考慮し、Ｍｇ２Ｓｉ化学量論的組成よりもＭｇの添加割合が若干多い成分割合がよい。【０００６】
例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、以下全て質量％で、Ｍｇ：２．０〜７．５％，Ｓｉ：１．６５〜５．０％であり、Ｓｒ：０．０１５〜０．１２％含有するのが好ましい。
特に好ましい範囲としては、Ｍｇ：３．０〜７．０％，Ｓｉ：２．０〜３．５％の範囲である。
本発明において、Ｍｇの添加量を２．０％以上としたのは、２．０％未満では鋳造の鋳放し状態において耐力値や延性が充分に得られないからである。
一方、Ｍｇの添加量７．５％以下としたのは、７．５％を超えるとＭｇ２Ｓｉ晶出量が多くなり、鋳造部材の機械的特性が低下するからである。
本発明においてＳｉの添加量１．６５％以上としたのは、１．６５％未満では鋳造時の湯流れ性が低下するからである。
また、Ｓｉの添加量を５．０％以下としたのは、５．０％を超えるとＭｇの添加量を上記の範囲に設定した場合に過剰Ｓｉ量となるからである。
本発明において、Ｓｒ：０．０１５〜０．１２％としたのは、Ｍｇ２Ｓｉ晶出時の微細化，塊状化の効果を考慮したものである。
Ｍｇ及びＳｉの添加量を上記の範囲に設定した場合に、Ｓｒ添加量が０．０１５％未満ではＭｇ２Ｓｉの微細化効果が充分に得られない。
Ｓｒが０．１２％を超えるとＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶析物が出現しやすくなる。
Ｓｒの添加量の好ましい範囲は、０．０２〜０．１０％さらに好ましい範囲は０．０３〜０．０６％の範囲である。【０００７】
本発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、重力鋳造，低圧鋳造及び高圧鋳造のいずれの鋳物としても適用できるが、高速，高圧で射出及び急速凝固させるダイカスト鋳造に特に効果的である。
本発明に係るアルミニウム合金は、鋳造時の凝固過程においてＭｇ２Ｓｉの晶出形態を微細化，塊状化した点に特徴があり、このような効果が認められる範囲において、他の成分、例えばＭｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｓｎ等が少量添加されていてもよい。
Ｍｎは、マトリックス中に固溶し強度向上が期待できるとともに、塊状のＡｌ−Ｍｎ金属間化合物を晶出し、金型への溶湯焼き付きを防止するので、Ｍｎは必要に応じて０．３〜１．０％添加される。
特にダイカスト鋳造用には、Ｍｎの添加が好ましい。
Ｆｅ成分は一般的に不純物として混入し、少量であればＡｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を晶出し、溶湯の金型への焼き付き防止効果があるが、Ｆｅは０．４％以下に抑えるのが好ましい。
Ｃｒ，Ｓｎ等は、０．５％以下の少量であれば添加されてもよい。
Ｃｒは、固溶効果があり、Ｓｎはひけ巣を改善する。【０００８】
Ｔｉ及びＢはＴｉ２Ｂとしてα相結晶粒の微細化に効果があることは公知であり、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｂ：０．０２５％以下の範囲にて添加されてもよい。
また、Ｍｇ成分の酸化減耗を防止すべく、１０〜５０ｐｐｍ程度のＢｅを添加してもよい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金であって、Ｓｒの添加によりＭｇ２Ｓｉ晶出物を微細化，塊状化し、鋳造割れ性を改善する。
また、本発明に係るアルミニウム合金を用いた鋳物は、内部品質に優れ、鋳放しの状態で高延性及び高強度である。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】実験評価に用いた合金の化学組成と評価結果を示す。
【図２】鋳造割れ性の評価に用いたＩビーム鋳型の模式図を示す。
【図３】（ａ）は鋳造割れ破面を示し、（ｂ）は熱間割れ破面を示す。
【図４】Ａｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉ組成に各成分を添加した際のミクロ組織写真を示す。
【図５】Ａｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉ組成に対してＳｒの添加有無によるＳＥＭの面分析写真を示す。
【図６】Ａｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉ組成に対してＳｒの添加有無によるエッチング解析写真を示す。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の鋳造性を評価すべく、図１の表に示した化学組成の溶湯を調整し、Ｉビーム鋳型を用いて鋳造性を評価したので以下説明する。
鋳造に用いたＩビーム鋳型の模式図を図２に示す。
拘束長さによる収縮応力の差を検討するため、キャビティ部の深さＣ＝２５ｍｍとし、長手方向の長さが７０，９５及び１４０ｍｍとなる長さの異なる三種類の鋳型を用いた。
最終凝固部に収縮応力が集中し、割れの発生位置を一定にするため、長手方向の鋳型中央部に断熱材Ａを接着した。
溶湯中の水素含有量を低減するため、アルゴンガスによる約１２０秒のバブリングを行った。
注湯時は鋳型温度を４７３±５Ｋ，注湯温度は各組成の融点より５０±５Ｋ高い一定の加熱度で鋳造した。
鋳造したＩビーム鋳物の最終凝固部に亀裂もしくは完全破断が確認された試料の破面をＳＥＭにより観察し、二次電子像から図３（ａ）に示すようなデンドライトセルの観察できる鋳造割れ破面と、図３（ｂ）に示すような塑性変形跡が観察できる熱間割れ破面が確認された。
このうち、鋳造割れを示す図３（ａ）のような破面に着目し破断面を１５分割し、鋳造割れ発生割合が１００％の場合を１０とした０〜１０の１１段階の数値を振り分け、破面全体のこの数値の総和を最大値である１５０による商にて鋳造割れ面積率を算出した。
その結果を図１の表に示す。
実施例１〜７に係る合金は、本発明に係るものであり、効果の確認のために比較例１１〜１５の評価結果も示した。
実施例１〜４及び比較例１４，１５は、Ａｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉ組成に対してＳｒの添加量を変化させたものである。
比較例１５のＳｒの添加されていない合金に比較すると、Ｓｒの添加により耐鋳造割れ性が向上しているのが明らかである。
Ｓｒの添加量が０．０１５％を超えた実施例１（Ｓｒ＝０．０１８％）で顕著な効果が現れはじめ、実施例２のＳｒ＝０．０３％では鋳造割れ面積が０％になることが確認され、実施例４のＳｒ＝０．０６％においてまで同０％が確認された。
なお、実施例５のＳｒ＝０．１２％では、やや耐鋳造割れ性が低下した。
実施例５の破面をＳＥＭで観察すると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒの化合物の晶出が認められた。
なお、実施例２〜４の鋳造材は、Ｍｇ２Ｓｉ晶出相がほぼ全て（１００％）微細な塊状に改良されていた。
実施例６は、Ｓｒ＝０．０４％の他にＭｎを０．６％添加したものであり、実施例７はＳｒ＝０．０４％の他に従来のＴｉ，Ｂも添加したものであり、いずれもＳｒの添加効果は維持されていた。
比較例１１〜１３に示すようにＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の合金組成にすることで従来のＴｉ，Ｂの添加効果が現れるものの、鋳造割れは０％にならなかった。
Ｓｒの添加による金属組織の変化を調査すべく図４にＡｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉ組成に各成分を添加し、鋳造したもののミクロ組織写真を示し、図５にＳＥＭによる成分の面分析結果（マッピング分析結果）を示す。
なお、図５中ＢＥＩは、反射電子像を示す。
図４の写真からＳｒ，Ｔｉ−Ｂの無添加のものは、Ｍｇ２Ｓｉが針状に細長く約３０μｍ以上に成長しているように見える。
Ｔｉ−Ｂ添加したものは、少しＭｇ２Ｓｉの長さが短くなっているように見えるが、Ｓｒの添加による微細化とは相異している。
また、図５のマッピング分析から晶出物はＭｇ２Ｓｉであることが確認できた。
さらにＭｇ２Ｓｉの形状を調査すべく、図４のサンプルでＡｌ−６％Ｍｇ−３％Ｓｉの組成にＳｒを０．０３％添加したものとＳｒを添加しなかったものを水酸化ナトリウム水溶液でアルミ相のみ腐食させ、Ｍｇ２Ｓｉの共晶相を露出させた。
そのＳＥＭの二次電子像を図６に示す。
（ａ）のＳｒ無添加のものは、厚み１〜２μｍで約３０μｍ以上の大きさの粗大な板状の層が積層した、いわゆるラメラ状の晶出形態であった。
これに対して（ｂ）のＳｒ＝０．０３％添加したものは、板厚が２〜３μｍとやや厚くなっているが積層していなく、２０μｍ以下に微細化された平均で１０μｍ以下の片状で塊状からなる晶出形態に変化していた。
【産業上の利用可能性】
【００１２】
本発明に係る鋳造用アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の高延性，高靭性が確保されつつ耐鋳造割れ性に優れるので、これらの特性が要求される機械部品一般及び航空機，車両分野等の鋳物製品に広く利用できる。
【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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【図６】
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【国際調査報告】
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