(57)【要約】【課題】凝固割れの発生が少なく製造品質が高いダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金を提供すること。凝固割れの発生が少なく製造品質が高いダイカスト製品が得られるＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法を提供すること。【解決手段】Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％〜５％、Ｍｎが０．３％〜２％、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であり、Ｚｎが１．０％未満、Ｎａが１００ｐｐｍ未満、Ｓｒが１００ｐｐｍ未満又はＣａが５０ｐｐｍ未満のうちのいずれかの元素の含有量を制御したＡｌ−Ｍｇ系合金。そして、このＡｌ−Ｍｇ系合金において、５５０℃から所定温度に至る冷却時間を所定時間以内に制御するＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。【選択図】  図２
2004162140.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量基準で、
Ｓｉが０．３質量％以下、
Ｍｇが２％以上、５％以下、
Ｍｎが０．３％以上、２％以下、
Ｚｎが１．０％未満、
並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項２】
質量基準で、
Ｓｉが０．３質量％以下、
Ｍｇが２％以上、５％以下、
Ｍｎが０．３％以上、２％以下、
Ｎａが１００ｐｐｍ未満、
並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項３】
質量基準で、
Ｓｉが０．３質量％以下、
Ｍｇが２％以上、５％以下、
Ｍｎが０．３％以上、２％以下、
Ｓｒが１００ｐｐｍ未満、
並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項４】
質量基準で、
Ｓｉが０．３質量％以下、
Ｍｇが２％以上、５％以下、
Ｍｎが０．３％以上、２％以下、
Ｃａが５０ｐｐｍ未満、
並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項５】
質量基準で、０．４％未満のＴｉを含有する請求項１〜４のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項６】
質量基準で、Ｆｅの含有量が０．３％以下である請求項１〜５のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項７】
質量基準で、Ｎｉの含有量が０．３％以下である請求項１〜６のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項８】
質量基準で、２０ｐｐｍ〜１５０ｐｐｍのＢｅを含有する請求項１〜７のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項９】
質量基準で、Ｃｕの含有量が０．２％以下である請求項１〜８のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項１０】
引張り強さが１００ＭＰａ以上で、かつ伸びが１５％以上である請求項１〜９のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金。
【請求項１１】
質量基準で、
Ｓｉが０．３質量％以下、
Ｍｇが２％以上、５％以下、
Ｍｎが０．３％以上、２％以下、
並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であるＡｌ−Ｍｇ系合金を溶融状態で鋳型に射出する射出工程と、
該鋳型内で、該Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から３００℃にまで３４秒未満で冷却する冷却工程と、を有することを特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。
【請求項１２】
前記冷却工程に代えて、
前記鋳型内で、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から４００℃にまで１２秒未満で冷却する工程を有する請求項１１に記載のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。
【請求項１３】
前記冷却工程に代えて、
前記鋳型内で、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から４５０℃にまで７秒未満で冷却する工程を有する請求項１１に記載のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。
【請求項１４】
前記Ａｌ−Ｍｇ系合金に代えて、請求項１〜１０のいずれかに記載のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金を用いる請求項１１〜１３のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。
【請求項１５】
前記冷却工程の後に、熱処理を行わない請求項１１〜１４のいずれかに記載のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ダイカスト用アルミニウム合金及びアルミニウム合金製ダイカスト製品の製造方法に関し、特に高強度、高靭性のダイカスト製品となるダイカスト用アルミニウム合金及び高強度、高靭性のアルミニウム合金製ダイカスト製品の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の車体を構成する材料には高い強度・靭性が求められている。従来、自動車の車体等を構成する材料としては軟鋼板が汎用されていた。近年、車体の軽量化を目的として、車体のアルミニウム合金化が進められている。
【０００３】
高強度、高靭性をもつアルミニウム合金としてはＡＣ７Ａや、ＡＤＣ６のようなＡｌ−Ｍｇ系合金がある。この材料系は熱処理を行わなくても高い強度と靭性とをもつことが知られている。Ａｌ−Ｍｇ系合金の代表的な従来技術について以下に説明する。
【０００４】
従来の成形性に優れたアルミニウム合金とその製造方法として、Ｍｇが５．０〜８．０％、Ｂｅが５〜８０ｐｐｍ、Ｎａが１〜５ｐｐｍ含有するアルミニウム合金、並びに更に、Ｃｕが０．１〜０．５％、Ｍｎが０．０３〜０．２０％、Ｃｒが０．０３〜０．２０％及びＴｉが０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含有するアルミニウム合金について、Ｂｅ元素の働きについて開示している（特許文献１）。
【０００５】
そして、従来の超塑性アルミニウム合金の製造方法として、ミッシュメタル、Ｚｒ、Ｖ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔａから選ばれる１種以上が０．１％〜１％、Ｍｇが４〜１５％含有するアルミニウム合金において鋳造・均質化熱処理後、４００℃以下で、加工度５０％以上の１パス圧延のみの圧延加工を施す方法で、Ｎｉ元素の働きについて開示している（特許文献２）。
【０００６】
また、従来の自動車ボディパネル用アルミニウム合金板及びその製造方法として、Ｍｇが２．０〜８．０％、Ｍｎが０．８０％以下、Ｃｕが０．５０％以下、Ｓｉが１．２％以下、Ｆｅが１．５％以下、Ｔｉが０．２０％以下、Ｚｎが０．５％以下、Ｃｒが０．３５％以下含むアルミニウム合金及び更にＮａ、Ｓｒ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｂａ、Ｌｉ、Ｋ、Ｂｉ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｅのうちの１種以上が０．００５〜０．３％含むアルミニウム合金での各元素の働きについて開示している（特許文献３）。
【０００７】
更に、従来のＡｌ−Ｍｇ系合金厚板の製造法として、Ｍｇを２〜６％含有するＡｌ合金を厚さ６〜４０ｍｍの板材に加工する熱間圧延において最終圧延時の温度を３５０〜４５０℃とし３０秒以内に３５０℃以下の温度に強制冷却する方法が開示されている（特許文献４）。
【０００８】
そして、従来の耐蝕性に優れるアルミニウム合金材の製造方法として、Ｍｇが２％以上、Ｓｉが０．０１％以上のアルミニウム合金を５００℃以上に加熱後、４００〜５００℃における平均冷却速度を８℃／分以上の速度で４００℃以下に冷却する方法が開示されている（特許文献５）。
【０００９】
また、従来の成形加工後の外観性が優れたアルミニウム合金圧延板の製造方法として、Ｍｇが４〜５％、Ｍｎが０．２〜０．４％、Ｆｅが０．１５〜０．３５％、Ｔｉが０．０１〜０．０５％含むアルミニウム合金において均質化熱処理、熱間圧延及び冷間圧延を行い最終板厚とし、最終冷間圧延の圧延率を８〜２０％とし、その後５００〜５６０℃で１０秒以下加熱した後、１００℃／分以上の冷却速度で１００℃まで冷却する方法が開示されている（特許文献６）
そして、従来の強度かつ耐蝕性に優れる高成形性Ａｌ−Ｍｇ系合金及びその製造方法として、Ｍｇが４〜６％、Ｃｕが０．０４〜０．１０％を含有し、Ｚｒ０．０５〜０．２０％、Ｈｆ０．０５〜０．２０％の少なくとも１種を含み、大きさ２００〜５００ÅのＺｒ域或いはＨｒ系金属間化合物が分散粒子として体積分率で０．５〜２．０％含まれるアルミニウム合金及びそのアルミニウム合金において４００〜５５０℃で均質化熱処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を行った後、軟質化焼鈍を施し、次いで３０％以上の冷間圧延を行った後、４５０〜５５０℃で高温短時間の焼鈍を施し、その後８０〜１０００℃／分の平均冷却速度で１００℃まで冷却する方法が開示されている（特許文献７）。
【００１０】
【特許文献１】
特開平５−２４７５７７号公報
【特許文献２】
特開平８−７４０１３号公報
【特許文献３】
特開平１１−６１３１１号公報
【特許文献４】
特開昭６３−８９６４８号公報
【特許文献５】
特開平３−２７７７４９号公報
【特許文献６】
特開平１０−２１９４１２号公報
【特許文献７】
特開平５−７８７７２号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、自動車車体等にアルミニウム合金を採用するに当たり、大型で薄肉の部材からなる自動車の車体等の製造をダイカストにより、できるだけ一体的に大型のまま製造することが製造コスト低減のために望まれる。従来のＡｌ−Ｍｇ系合金は流動性が低く、かつ凝固収縮が大きいので凝固割れの発生が多く、優れた材料特性を生かしてのダイカストへの適用が困難である。
【００１２】
従来のダイカスト用に適したアルミニウム合金としてはＡｌ−Ｓｉ系合金が主流である。しかしながら、Ａｌ−Ｓｉ系合金はダイカスト用に適しているものの、高強度・高靭性のダイカスト製品を得るにはダイカスト後にＴ６処理等の熱処理を行う必要がある。
【００１３】
本発明者らは、製造コスト削減のために、アルミニウム合金製のダイカスト製品に対して熱処理を省略することを検討した。そのために、熱処理が必須でないＡｌ−Ｍｇ系合金の凝固割れの発生を抑制することで、ダイカスト性の向上を図った。
【００１４】
本発明のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金は、凝固割れの発生が少なく製造品質が高いダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金を提供することを解決すべき課題とする。また、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法は、凝固割れの発生が少なく製造品質が高いダイカスト製品が得られるＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法を提供することを解決すべき課題とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決する目的で本発明者らは鋭意研究を行った結果、Ａｌ−Ｍｇ系合金において組成の適正化を行うことで凝固割れの発生を抑制できることを見出し、その知見に基づき以下の発明に想到した。
【００１６】
すなわち、質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、Ｚｎが１．０％未満、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金（請求項１）。
【００１７】
質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、Ｎａが１００ｐｐｍ未満、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金（請求項２）。
【００１８】
質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、Ｓｒが１００ｐｐｍ未満、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金（請求項３）。
【００１９】
質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、Ｃａが５０ｐｐｍ未満、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金（請求項４）。
【００２０】
なお、以上の発明において、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｎａ、Ｓｒ及びＣａの各成分は任意成分であり、それぞれ全く含まない場合もある。
【００２１】
そして、質量基準で、０．４％未満のＴｉを含有することが好ましい（請求項５）。この範囲内でチタンを含有することにより、Ａｌの結晶が適正な大きさに微細化し、強度が向上するものと考えられる。
【００２２】
また、質量基準で、Ｆｅの含有量が０．３％以下であること（請求項６）、Ｎｉの含有量が０．３％以下であること（請求項７）が好ましい。ここでＦｅ及びＮｉの含有量を上記範囲とすることで、Ｆｅ又はＮｉを含んだ化合物の晶出を抑制して靭性の低下を抑制できる。
【００２３】
更に、質量基準で、２０ｐｐｍ〜１５０ｐｐｍのＢｅを含有することが好ましい（請求項８）。Ｂｅは、２０ｐｐｍ以上の含有量とすることで溶湯の酸化を防止できると共に、１５０ｐｐｍ以下の含有量で充分な効果が発揮できコストを低減できる。
【００２４】
質量基準で、Ｃｕの含有量が０．２％以下とすることが好ましい（請求項９）。Ｃｕの含有量をＡｌ−Ｍｇ系合金中で上記範囲とすることで、伸びが向上すると共に耐食性の低下を防止できる。
【００２５】
そして、引張り強さが１００ＭＰａ以上で、かつ伸びが１５％以上であることが好ましい（請求項１０）。自動車の車体にアルミニウム合金を適用する場合に、この範囲内の強度及び靭性をもつことで、軟鋼から代替した場合の軽量化の効果が効果的に得られる。
【００２６】
更に上記課題を解決する目的で本発明者らはＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法について検討を行い、溶融したＡｌ−Ｍｇ系合金を冷却する条件を適正化することによりダイカスト製品の凝固割れの発生を抑制できることを見出し以下の発明を行った。
【００２７】
すなわち、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法は、Ａｌ−Ｍｇ系合金を溶融状態で鋳型に射出する射出工程と、該鋳型内で、該Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から３００℃にまで３４秒未満で冷却する冷却工程と、を有することを特徴とする（請求項１１）。
【００２８】
そして、前記冷却工程に代えて、前記鋳型内で、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から４００℃にまで１２秒未満で冷却する工程を有するＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法である（請求項１２）。
【００２９】
また、前記冷却工程に代えて、前記鋳型内で、前記Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度を５５０℃から４５０℃にまで７秒未満で冷却する工程を有するＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法である（請求項１３）。
【００３０】
Ａｌ−Ｍｇ系合金における凝固割れの発生の一因としては、液相線と固相線との間が広く、なおかつ凝固収縮が大きいためにひけ巣が発生しやすいことが挙げられる。ひけ巣が発生する部位は最終凝固部位であるので、凝固時の残留応力が高く割れが発生しやすい。そこで、ダイカストにおけるＡｌ−Ｍｇ系合金からなる溶湯を冷却してダイカスト製品を得る冷却工程において、Ａｌ−Ｍｇ系合金が凝固収縮を生起する温度を速やかに通過させることにより、凝固収縮の発生部位を分散させることができる。その結果、応力集中による凝固割れの発生が抑制できるものと考えられる。また、速やかにＡｌ−Ｍｇ系合金を凝固させることにより生成する結晶が微細化するために、凝固収縮による応力集中に耐えることができることも凝固収縮の発生が抑制できた一因であると考えられる。
【００３１】
そして、本発明方法において、Ａｌ−Ｍｇ系合金として前述の本発明のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金を用いることにより、凝固割れの発生がより効果的に抑制できる（請求項１４）。
【００３２】
また、本発明方法により製造されたダイカスト製品は、前記冷却工程の後に、熱処理を行わなくても高い強度及び靭性をもつ（請求項１５）。ダイカスト後の熱処理を省略することで、より一層の低コスト化が達成できる。
【００３３】
【発明の実施の形態】
以下に本発明について実施形態に基づいて説明を行う。本明細書中において特に限定しない場合には「％」は全体の質量を基準とする。
【００３４】
（ダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金）
本実施形態のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金の基本成分は、質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であるＡｌ−Ｍｇ系合金である。
【００３５】
Ｓｉの含有量を０．３％以下とすることでダイカスト製品中のＳｉ由来の針状晶が減少し、針状晶を球晶等の破壊の起点とならない形態に変化させるための熱処理が不要となる。Ｓｉの含有量は好ましくは０．１％以下である。
【００３６】
Ｍｇの含有量を２％以上、より好ましくは２．５％以上更に好ましくは３．０％以上とすることで充分な強度をダイカスト製品に付与することができる。Ｍｇの含有量を５％以下、より好ましくは４．５％以下更に好ましくは４．０％以下とすることで充分な伸びをダイカスト製品に付与することができる。一般的に、Ｍｇはアルミニウム合金の機械的性質を向上する作用をもつ。上記範囲内で添加することで鋳造性、鍛造性、耐応力腐食割れ性の向上が認められる。
【００３７】
Ｍｎの含有量を０．３％以上、より好ましくは０．５％以上更に好ましくは０．８％以上とする。Ｍｎの含有量を２％以下、より好ましくは１．５％以下更に好ましくは１．３％以下とする。Ｍｎは再結晶化を抑制する作用をもつ。上記範囲内で添加することで、再結晶組織の生成を抑制し、耐応力腐食割れ性、機械的性質を向上すると共に、効果が飽和せず且つ不溶性化合物が生成しないことによる機械的性質が向上する。
【００３８】
そして、本実施形態のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｚｎ、Ｎａ、Ｓｒ又はＣａからなる少なくとも１以上の元素の含有量を所定範囲内に制限することを必須とする。含有量を上述の範囲内に制限する元素の選択は任意の組み合わせが採用できる。ここで、それぞれの元素の含有量は独立して制御できる。含有量を制御して所定範囲内に制限する元素の数が多いほど凝固割れの発生を効果的に抑制できるので好ましい。以下に各元素について好ましい含有量の範囲を具体的に示す。
【００３９】
Ｚｎの含有量は好ましくは１％未満、より好ましくは０．５％以下とする。Ｚｎは一般的にアルミニウム合金の機械的性質を向上する作用をもつ。Ｚｎを上記範囲内に制御することで、凝固収縮が小さくなると共に、鋳造性、鍛造性、耐応力腐食割れ性及び伸びが向上する。
【００４０】
Ｎａの含有量は好ましくは１００ｐｐｍ未満、より好ましくは５０ｐｐｍ以下とする。Ｓｒの含有量は好ましくは１００ｐｐｍ未満、より好ましくは５０ｐｐｍ以下とする。Ｃａの含有量は好ましくは５０ｐｐｍ未満、より好ましくは２０ｐｐｍ以下とする。
【００４１】
更に、本実施形態のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂｅ又はＣｕからなる１以上の元素の含有量を所定範囲内に制限することが好ましい。含有量を制限する元素の選択は任意の組み合わせが採用できる。ここで、それぞれの元素の含有量は独立して制御できる。なお、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂｅ及びＣｕについても、前述のＺｎ、Ｎａ、Ｓｒ及びＣａの含有量に関わらず、それぞれ独立して含有量を制御することにより、凝固割れの発生を抑制できる場合もある。
【００４２】
Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０％超、より好ましくは０．０５％以上とすることで、Ａｌ−Ｍｇ系合金の結晶が微細化でき、凝固割れの発生を抑制できる。そしてＴｉ含有量の上限は好ましくは０．４％未満、より好ましくは０．３％以下とすることで、Ａｌ−Ｍｇ系合金の結晶の大きさを適正化すると共に不溶性化合物の生成を抑制でき、凝固割れの発生を抑制できる。
【００４３】
Ｆｅの含有量は好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１５％以下とすることで、Ｆｅを含んだ不溶性化合物の生成を抑制でき、靭性の低下を防止できる。Ｎｉの含有量は好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１５％以下とすることで、Ｎｉを含んだ不溶性化合物の生成を抑制でき、靭性の低下を防止できる。
【００４４】
Ｃｕの含有量は好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下とすることで、伸びを向上できる。
【００４５】
Ｂｅ含有量の下限は好ましくは２０ｐｐｍ以上、より好ましくは５０ｐｐｍ以上とすることで、Ａｌ溶湯中でのＭｇの酸化が防止できる。そしてＢｅ含有量の上限は好ましくは１５０ｐｐｍ以下、より好ましくは１００ｐｐｍ以下とすることで、効率的な酸化防止ができ、製造時の無駄が少なくなり、コスト低下を図ることができる。
【００４６】
本ダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金は引張り強さが１００ＭＰａ以上で、かつ伸びが１５％以上であることが好ましい。引っ張り強さは０．２％耐力での値である。
【００４７】
本発明のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金の特定に当たり、元素の含有量の測定はＭｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｂｅ、ＣｕについてはＩＣＰ発光分光法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  ｃｏｕｐｌｅｄ  ｐｌａｓｍａ；誘導結合プラズマ）により、Ｎａについては原子吸光分光光度計により行う。
【００４８】
なお、ＫについてもＮａに準じて含有量を規制することが好ましい。ＫはＮａと同族元素であり、Ａｌとは偏晶型の平衡状態図となるため表面、界面に富化し易い。しかも融点はＮａの９７．８℃に対してＫは６３．３℃と更に低い。従って、ＫもＮａと同様に凝固割れを惹起させるおそれがある。
【００４９】
（Ａｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法）
本実施形態のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法は射出工程と冷却工程とを有する。射出工程はＡｌ−Ｍｇ系合金を溶融状態で鋳型に射出する工程である。冷却工程はその鋳型内で、Ａｌ−Ｍｇ系合金を５５０℃から所定温度にまで至る時間を所定時間に制御する工程である。
【００５０】
本来、溶融したＡｌ−Ｍｇ系合金の凝固が開始する温度である液相線（およそ６４０℃）となってから、所定温度となるまでの温度を所定時間に制御することが好ましいが、測定の容易さ等の観点から５５０℃から所定温度にまで至る時間を所定時間に制御している。鋳型内でＡｌ−Ｍｇ系合金の溶湯は速やかに冷却されるために、正確な温度変化を測定することが困難だからである。測定精度が向上することで、鋳型内での溶湯温度の測定がより精密に行うことができるようになれば、Ａｌ−Ｍｇ系合金の液相線である６４０℃付近を本発明における５５０℃に代えて冷却時間の基準に用いることも可能である。なお、本発明の条件（５５０℃から所定温度にまで冷却される時間を所定時間にする）に従う限り、６４０℃付近から所定温度にまでについても好ましい冷却条件になっているものと推測できる。
【００５１】
射出工程は特に限定されない。一般的なダイカストの方法・装置が採用できる。製造されるダイカスト製品が大きい程、凝固割れが発生し易いので、本発明方法が好ましく適用できる。冷却工程における所定温度としては、３００℃、３５０℃、４００℃、４５０℃、５００℃が採用できる。
【００５２】
所定温度として、３００℃を採用する場合には、所定時間としては３４秒未満、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２８秒以下、更に好ましくは２０秒以下とする。所定温度として、３５０℃を採用する場合には、所定時間としては２２秒未満、好ましくは１７秒以下、より好ましくは１２秒以下、更に好ましくは１０秒以下とする。
【００５３】
所定温度として、４００℃を採用する場合には、所定時間としては１２秒未満、好ましくは９秒以下、より好ましくは８秒以下、更に好ましくは６秒以下とする。所定温度として、４５０℃を採用する場合には、所定時間としては７秒未満、好ましくは６秒以下、より好ましくは５秒以下、更に好ましくは４秒以下とする。所定温度として、５００℃を採用する場合には、所定時間としては３秒未満、好ましくは２秒以下、より好ましくは１秒以下とする。
【００５４】
冷却工程における所定時間を制御する方法としては特に限定しない。例えば、鋳型の温度を制御したり、鋳型の熱容量を制御することで行うことができる。鋳型の温度を低くすると冷却速度は大きくなり、所定時間は短くできる。鋳型の熱容量を大きくすると冷却速度は大きくなり、所定時間は短くできる。鋳型の温度はダイカスト製品を鋳型から取り出した後に冷却することや、鋳型に設けられた保温・冷却手段により制御できる。保温・冷却手段としては例えば鋳型内に設けられた流路内に保温・冷却媒体を流すことで行える。熱容量については鋳型を大きくしたり、比熱の大きい材料を鋳型内に設けることで達成できる。
【００５５】
本実施形態の方法に適用されるＡｌ−Ｍｇ系合金は、質量基準で、Ｓｉが０．３質量％以下、Ｍｇが２％以上、５％以下、Ｍｎが０．３％以上、２％以下、並びに残部がＡｌ及び不可避不純物であるＡｌ−Ｍｇ系合金を基本とする。各元素の組成比については前述のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金の欄で説明したとおりなので更なる説明は省略する。更に、本方法におけるＡｌ−Ｍｇ系合金として前述のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金を使用することができる。
【００５６】
また、冷却工程の後に、特に熱処理を行わなくても製造されたダイカスト製品は充分な強度及び靭性をもつ。なお、本明細書における「熱処理」とは、ダイカスト製品に対して合金の固溶面温度以上、固相面温度以下の範囲で溶質元素（Ｍｇ、Ｍｎ等）を固溶化する処理、及び固溶面温度以下で固溶した元素を析出させる処理である。
【００５７】
【実施例】
〔ダイカスト方法及び評価方法〕
本実施例におけるダイカストは鋳型としてのリブ付試験金型を用いて行った。リブ付試験金型は３ドアタイプの１５００ｃｃクラスの乗用車のセンターピラー（２ｍｍ厚、長さ１３００ｍｍ、幅３５０ｍｍ；リブの幅３ｍｍ、リブ長さ５００ｍｍ）を成形する金型である。このリブ付試験金型に対して、型締力が２４５ＭＮ（２５００ｔ級）のダイカスト装置を用いて溶融したＡｌ−Ｍｇ系合金を射出して試験試料を製造した。リブ付試験金型内にＡｌ−Ｍｇ系合金を射出した（射出工程）後に、射出工程前のリブ付試験金型の温度を変化させることで冷却速度を変化させた（冷却工程）。製造されたダイカスト製品の評価はリブに発生したひび割れの長さの総和で判断した。また、冷却工程における型内のＡｌ−Ｍｇ系合金の温度変化挙動を測定するために、リブ付試験金型内に温度センサを設け経時的に温度を測定した。
【００５８】
〔試験１：凝固割れの発生とＭｇ含有量との関係について〕
（試験試料１〜７の作製）
Ｍｇ含有量が１．０％（試験試料１）、１．９％（試験試料２）、２．５％（試験試料３）、３．５％（試験試料４）、４．２％（試験試料５）、４．８％（試験試料６）、５．４％（試験試料７）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｍｇ含有量の制御は、まずＭｇ含有量が１．０％（試験試料１）のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した後に、Ｍｇを徐々に添加して組成を変化させた。他の元素の組成については、Ｍｎが０．７％、Ｃｕが０．１５％、Ｓｉが０．１５％、Ｆｅが０．１８％、Ｎｉが０．２１％、Ｔｉが０．１３％、Ｂｅが１１０ｐｐｍ、Ｚｎが０．９％、Ｎａが１００ｐｐｍ、Ｓｒが５０ｐｐｍ、Ｃａが５０ｐｐｍであった。評価結果を表１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００５９】
【表１】
2004162140.tif 000003
【００６０】
表１より明らかなように、Ｍｇの含有量には上限下限共に適正範囲が存在し、１．９％超、４．８％未満が好ましく、２．５％以上、４．２％以下がより好ましい。
【００６１】
〔試験２：凝固割れの発生とＴｉ含有量との関係について〕
（試験試料８〜１４の作製）
Ｔｉ含有量が０．００％（試験試料８）、０．０５％（試験試料９）、０．１３％（試験試料１０）、０．１８％（試験試料１１）、０．２５％（試験試料１２）、０．３１％（試験試料１３）、０．４０％（試験試料１４）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｔｉ含有量の制御は、まずＴｉ含有量が０．００％（試験試料８）のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した後に、Ｔｉを徐々に添加して組成を変化させた。他の元素の組成については、Ｍｇが２．５％、Ｍｎが０．７％、Ｃｕが０．１５％、Ｓｉが０．１５％、Ｆｅが０．１８％、Ｎｉが０．２５％、Ｂｅが１２０ｐｐｍ、Ｚｎが０．５％、Ｎａが５０ｐｐｍ、Ｓｒが５０ｐｐｍ、Ｃａが５０ｐｐｍであった。結果を表２に、冷却工程における温度変化を図１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００６２】
【表２】
2004162140.tif 000004
【００６３】
表２より明らかなように、Ｔｉの含有量には上限下限共に適正範囲が存在し、０％超、０．４０％未満が好ましく、０．０５％以上、０．３１％以下がより好ましく、０．１３％以上、０．２５％以下が更に好ましい。
【００６４】
〔試験３：凝固割れの発生とＺｎ含有量との関係について〕
（試験試料１５〜２３の作製）
Ｚｎ含有量が０．０％（試験試料１５）、０．５％（試験試料１６）、０．９％（試験試料１７）、１．０％（試験試料１８）、１．３％（試験試料１９）、１．４％（試験試料２０）、１．７％（試験試料２１）、１．７％（試験試料２２）、２．１％（試験試料２３）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｚｎ含有量の制御は、まずＺｎ含有量が０．０％（試験試料１５）のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した後に、Ｚｎを徐々に添加して組成を変化させた。他の元素の組成については、Ｍｇが４．２％、Ｍｎが１．５％、Ｃｕが０．２％、Ｓｉが０．２％、Ｆｅが０．２５％、Ｎｉが０．２１％、Ｔｉが０．１５％、Ｂｅが７０ｐｐｍ、Ｎａが５０ｐｐｍ、Ｓｒが５０ｐｐｍ、Ｃａが５０ｐｐｍであった。結果を表３に、冷却工程における温度変化を図１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００６５】
【表３】
2004162140.tif 000005
【００６６】
表３より明らかなように、Ｚｎは含有量が少ないほど凝固割れの発生が少なく、０．９％未満が好ましく、０．５％以下がより好ましい。
【００６７】
〔試験４：凝固割れの発生とＮａ含有量との関係について〕
（試験試料２４〜２７の作製）
Ｎａ含有量が１０ｐｐｍ（試験試料２４）、５０ｐｐｍ（試験試料２５）、９５ｐｐｍ（試験試料２６）、１３０ｐｐｍ（試験試料２７）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｎａ含有量の制御は、まずＮａ含有量が１０ｐｐｍ（試験試料２４）のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した後に、Ｎａを徐々に添加して組成を変化させた。他の元素の組成については、Ｍｇが３．５％、Ｍｎが１．１％、Ｃｕが０．２％、Ｓｉが０．２％、Ｆｅが０．２％、Ｎｉが０．２％、Ｔｉが０．２５％、Ｂｅが５０ｐｐｍ、Ｚｎが０．５％、Ｓｒが５０ｐｐｍ、Ｃａが５０ｐｐｍであった。結果を表４に、冷却工程における温度変化を図１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００６８】
【表４】
2004162140.tif 000006
【００６９】
表４より明らかなように、Ｎａは含有量が少ないほど凝固割れの発生が少なく、９５ｐｐｍ未満が好ましく、５０ｐｐｍ以下がより好ましい。
【００７０】
〔試験５：凝固割れの発生とＳｒ含有量との関係について〕
（試験試料２８〜３２の作製）
Ｓｒ含有量が１０ｐｐｍ（試験試料２８）、５０ｐｐｍ（試験試料２９）、９０ｐｐｍ（試験試料３０）、１２０ｐｐｍ（試験試料３１）、１５０ｐｐｍ（試験試料３２）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｓｒ含有量の制御は、まずＳｒ含有量が１０ｐｐｍ（試験試料２８）のＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した後に、Ｓｒを徐々に添加して組成を変化させた。他の元素の組成については、Ｍｇが４．８％、Ｍｎが１．２％、Ｃｕが０．２％、Ｓｉが０．２％、Ｆｅが０．２％、Ｎｉが０．２％、Ｔｉが０．１５％、Ｂｅが７０ｐｐｍ、Ｚｎが１．０％、Ｎａが５０ｐｐｍ、Ｃａが５０ｐｐｍであった。結果を表５に、冷却工程における温度変化を図１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００７１】
【表５】
2004162140.tif 000007
【００７２】
表５より明らかなように、Ｓｒは含有量が少ないほど凝固割れの発生が少なく、９０ｐｐｍ未満が好ましく、５０ｐｐｍ以下がより好ましい。
【００７３】
〔試験６：凝固割れの発生とＣａ含有量との関係について〕
（試験試料３３〜３６の作製）
Ｃａ含有量が１０ｐｐｍ（試験試料３３）、２０ｐｐｍ（試験試料３４）、４５ｐｐｍ（試験試料３５）、５５ｐｐｍ（試験試料３６）に制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。Ｃａ含有量の制御は、まずＣａ含有量がそれぞれの値となるようにＡｌ−Ｍｇ系合金を製造した。各試験試料の組成及び評価の結果を表６に、冷却工程における温度変化を図１に示す。冷却工程における温度変化は後述する試験７における試験試料４２（図６）とほぼ同様であった。
【００７４】
【表６】
2004162140.tif 000008
【００７５】
表６より明らかなように、Ｃａは含有量が少ないほど凝固割れの発生が少なく、４５ｐｐｍ未満が好ましく、２０ｐｐｍ以下がより好ましい。
【００７６】
〔試験７：凝固割れの発生と冷却工程における温度変化挙動との関係について〕
（試験試料３７〜４４の作製）
Ｍｇが３．５％、Ｍｎが０．８％、Ｃｕが０．２％、Ｓｉが０．２％、Ｆｅが０．２％、Ｎｉが０．２％、Ｔｉが０．２５％、Ｂｅが１１０ｐｐｍ、Ｚｎが０．５％、Ｎａが５０ｐｐｍ、Ｓｒが５０ｐｐｍ、Ｃａが２０ｐｐｍに制御したＡｌ−Ｍｇ系合金を用意し、これらのＡｌ−Ｍｇ系合金を用いて試験試料を製造した。冷却工程における温度変化挙動を変化させた（試験試料３７〜４４）。
【００７７】
評価結果を表６に、冷却工程において、Ａｌ−Ｍｇ系合金が５５０℃に達してからの経過時間に対する温度変化を図１（試験試料３７）、図２（試験試料３８）、図３（試験試料３９）、図４（試験試料４０）、図５（試験試料４１）、図６（試験試料４２）、図７（試験試料４３）及び図８（試験試料４４）に示す。また、各試験試料３７〜４４について、Ａｌ−Ｍｇ系合金の温度が５５０℃から３００℃、３５０℃、４００℃、４５０℃、５００℃まで冷却される時間を表７に併せて示す。
【００７８】
【表７】
2004162140.tif 000009
【００７９】
表７より明らかなように、射出工程後、冷却工程において鋳型内でダイカスト製品の冷却速度を変化させた結果、冷却速度が大きい試験試料は冷却速度が小さい試験試料よりも凝固割れの発生の抑制が確認された。
【００８０】
具体的には、５５０℃から３００℃まで冷却される時間を３４秒未満、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２８秒以下、更に好ましくは２０秒以下とすることで凝固割れの発生が抑制できた。そして、５５０℃から３５０℃まで冷却される時間としては２２秒未満、好ましくは１７秒以下、より好ましくは１２秒以下、更に好ましくは１０秒以下であった。
【００８１】
また、５５０℃から４００℃まで冷却される時間としては１２秒未満、好ましくは９秒以下、より好ましくは８秒以下、更に好ましくは６秒以下であった。５５０℃から４５０℃まで冷却される時間としては７秒未満、好ましくは５秒以下であった。５５０℃から５００℃まで冷却される時間としては３秒未満、好ましくは２秒以下であった。
【００８２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明のダイカスト用Ａｌ−Ｍｇ系合金は微量元素の含有量を適正範囲に制御することによって、得られるダイカスト製品の凝固割れの発生が抑制でき、高品質なダイカスト製品を得ることができた。
【００８３】
また、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金製ダイカスト製品の製造方法は、冷却工程におけるＡｌ−Ｍｇ系合金の５５０℃から所定温度に至るまでの時間を所定時間内とすることによって、得られるダイカスト製品の凝固割れの発生が抑制でき、高品質なダイカスト製品を得ることができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における試験７の試験試料３７の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図２】実施例における試験７の試験試料３８の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図３】実施例における試験７の試験試料３９の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図４】実施例における試験７の試験試料４０の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図５】実施例における試験７の試験試料４１の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図６】実施例における試験７の試験試料４２の冷却工程における温度変化及び試験１〜６の試験試料の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図７】実施例における試験７の試験試料４３の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図８】実施例における試験７の試験試料４４の冷却工程における温度変化を示すグラフである。
【図１】
2004162140.tif 000010
【図２】
2004162140.tif 000011
【図３】
2004162140.tif 000012
【図４】
2004162140.tif 000013
【図５】
2004162140.tif 000014
【図６】
2004162140.tif 000015
【図７】
2004162140.tif 000016
【図８】
2004162140.tif 000017