(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｓｉ：１０〜１２％、Ｍｇ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｆｅ：０．１５％以下、Ｓｂ：０．０５〜０．２０％、Ｂ：０．００５〜０．０２％、不純物としてＴｉ：０．００１％以下を含み、残部Ａｌおよび他の不可避不純物からなることを特徴とするダイカスト用アルミニウム合金。
【請求項２】
Ｓｂに代えて、Ｓｒを質量比で０．００５〜０．０２０％含有することを特徴とする請求項１記載のダイカスト用アルミニウム合金。
【請求項３】
請求項１または２記載のアルミニウム合金を高真空ダイカスト法により鋳造品に成形することを特徴とするダイカスト製品の製造方法。
【請求項４】
得られた鋳造品に溶体化処理を施した後、時効処理を施すことを特徴とする請求項３記載のダイカスト製品の製造方法。
【請求項５】
溶体化処理温度が５３０℃以上、且つ溶体化処理時間が１時間以内であることを特徴とする請求項４記載のダイカスト製品の製造方法。
【請求項６】
請求項３ないし５のいずれかに記載の方法により製造されたことを特徴とするダイカスト製品。
【請求項７】
自動車のＡピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手あるいはサスペンションの取付部であることを特徴とする請求項６記載のダイカスト製品。
【請求項８】
自動車のサスペンションアーム、サブフレーム、サスペンションのリンク部品あるいはエンジンクレードルであることを特徴とする請求項６記載のダイカスト製品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ダイカスト鋳造により優れた機械的性質を得ることができるダイカスト用アルミニウム合金に係わり、さらに詳しくは、自動車の車体部品であるＡピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手、サスペンションの取付部や、自動車のサスペンション部品であるサスペンションアーム、サブフレーム、サスペンションのリンク部品、エンジンクレードルに適用することが可能な優れた静的および動的な機械的性能を得ることができるダイカスト用アルミニウム合金と、このようなアルミニウム合金を用いたダイカスト製品およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ダイカスト鋳造法は、薄肉鋳物に鋳造が可能、寸法精度が高い、生産性が高い、形状自由度が高い等の特徴により、自動車用のエンジン部品やトランスミッション部品に広く使用されている。
【０００３】
また、近年では、車体を構成するスペースフレームの接手やセンターピラー等に、真空ダイカスト法で鋳造した後、熱処理を施すことにより引張強さ、０．２％耐力、伸びなどの機械的性質を調整したアルミニウム合金ダイカスト鋳物が使用されるようになってきている。
【０００４】
このようなダイカスト用アルミニウム合金としては、特開平８−４１５７５号公報に記載されているような、Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ規格に定められた３６５合金が欧米で広く使用されてきている。
【０００５】
しかし、今後さらに厳しくなることが予想される環境対応、省燃費化に対応していくためには、車両の軽量化が非常に重要な技術である一方、コスト競争力の観点から、安価な軽量化技術が望まれており、そのための手段としてアルミニウムダイカスト鋳物の適用は以上に有望な技術のひとつであると考えられる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のダイカスト用アルミニウム合金の強度と伸びのバランスでは、適用部品の種類あるいは軽量化効果に限りがあり、よりすぐれた強度と伸びのバランスを持ったダイカスト用アルミニウム合金の開発が望まれてきている。
【０００７】
また、自動車用車体部品であるＡピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手部、などの部品は、万一の衝突時における安全性確保のために、高速変形領域下でも安定的に高強度と大きな伸びが得られることが重要であるが、従来の技術では、アルミニウムダイカスト鋳物の静的な強度や伸びについては言及されているものの、１０００／ｓレベルの高歪速度域において安定的に高い強度と伸びを得るための方策については言及されたものはなく、このような問題点を解決することが従来のダイカスト用アルミニウム合金およびダイカスト製品における課題となっていた。
【０００８】
【発明の目的】
本発明は、従来のダイカスト用アルミニウム合金やこのような合金からなるダイカスト製品における上記課題に着目してなされたものであって、Ａピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手部品、サスペンション取付部、などの自動車用車体部品に適用した場合に、衝突時のような高歪速度域下で、安定的に高い強度と高い伸びが得られることから、さらなる軽量化が可能なダイカスト用アルミニウム合金、このようなアルミニウム合金からなるダイカスト製品の製造方法、さらには当該製造方法によるアルミニウムダイカスト製品を提供することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明に係わるダイカスト用アルミニウム合金は、質量比で、Ｓｉ：１０〜１２％、Ｍｇ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｆｅ：０．１５％以下、Ｓｂ：０．０５〜０．２０％、Ｂ：０．００５〜０．０２％、不純物としてＴｉ：０．００１％以下を含み、残部Ａｌおよび他の不可避不純物からなる構成、あるいは上記Ｓｂに代えて、Ｓｒを質量比で０．００５〜０．０２０％含有する構成としたことを特徴としており、ダイカスト用アルミニウム合金におけるこのような成分構成を前述した従来の課題を解決するための手段としている。
【００１０】
本発明に係わるダイカスト製品の製造方法は、本発明に係わる上記アルミニウム合金を高真空ダイカスト法により鋳造品に成形する構成とし、当該製造方法の好適形態としては、得られた鋳造品に、例えば５３０℃以上の温度で１時間以内の溶体化処理を施した後、時効処理を施す構成としたことを特徴としている。
【００１１】
そして、本発明に係わるダイカスト製品は、本発明に係わる上記製造方法によって製造されたものであって、例えば自動車のＡピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手、あるいはサスペンションの取付部、さらには自動車のサスペンションアーム、サブフレーム、サスペンションのリンク部品、あるいはエンジンクレードルであることを特徴としている。
【００１２】
【発明の作用】
以下に、本発明の合金成分および熱処理条件などの限定理由をその作用と共に説明する。
【００１３】
（１）Ｓｉ：１０〜１２％
Ｓｉは、ダイカスト鋳造時の湯流れ性の向上に効果のある元素である。しかしながら、１０％未満ではその効果が小さく、１２％を超えると共晶Ｓｉの晶出量が増加したり、あるいは初晶Ｓｉの晶出により、高歪速度領域での伸びや靭性が低下するので、１０〜１２％の範囲とした。
【００１４】
（２）Ｍｇ：０．１５〜０．５％
Ｍｇは、Ｓｉとの共存により、時効処理時にＭｇ２Ｓｉを析出し、強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、０．１５％未満では強度向上の効果が小さく、０．５％を超えるとＭｇ２Ｓｉの析出量が増加し、伸びや靭性が低下するので、０．１５〜０．５％の範囲とした。
【００１５】
（３）Ｍｎ：０．５〜１．０％
Ｍｎは、Ｆｅ，Ｓｉとｎ共存により微細な金属間化合物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。また、ダイカスト時の金型へ製品の焼付き防止に寄与する元素でもある。しかしながら、０．５％未満では十分な効果が得られず、１．０％を超えると粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物が晶出し、伸び（特に、高歪速度域での伸び）が減少するので、０．５〜１．０％の範囲とした。
【００１６】
（４）Ｆｅ：０．１５％以下
Ｆｅは、ダイカスト鋳造時の金型への焼付きを防止するのに有効な元素である。しかしながら、Ｆｅ含有量が増加すると針状のＦｅ系金属間化合物の晶出量が増加し、伸びや靭性が低下するので０．１５％以下とした。
【００１７】
（５）Ｔｉ：０．００１％以下
Ｂ：０．００５〜０．０２％
従来、ＴｉとＢを添加することによって形成されるＴｉＢ２がアルミニウム固溶体の異質核として働き、初晶α（Ａｌ）相を微細化し、アルミニウム鋳物の機械的性質を向上させるのに有効な元素であると言われてきた。しかしながら、発明者らの研究の結果、本発明の合金系においては、ＴｉとＢの複合添加による初晶α相の微細化効果はなく、Ｂのみの多量添加により初晶α相が微細化し、その機械的性質が向上することが新たに明らかとなった。さらに、Ｂ単独添加ではＢ濃度の経時変化が見られないのに対し、ＴｉとＢが複合添加されている場合には、ＴｉＢ２として沈降するためにＢ濃度が低下し、初晶α相の微細化効果が減少することも明らかとなった。そこで、本発明の合金系においては、Ｔｉは初晶α相の微細化を阻害する不純物元素として０．００１％以下とした。一方、前述のとおり、Ｂは初晶α相を微細化することにより機械的性質を向上させる元素であるが、０．００５％未満ではその効果が小さいため、０．００５〜０．０２％とした。なお、このＢ添加による初晶α相の微細化効果については、別途実施例において具体的に説明する。
【００１８】
（６）Ｓｂ：０．０５〜０．２０％
Ｓｒ：０．００５〜０．０２０％
ＳｂおよびＳｒは、Ａｌ−Ｓｉ系のダイカスト鋳物中に晶出する共晶Ｓｉ粒子を微細化し、伸びや靭性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｂ：０．０５％、Ｓｒ：０．００５％未満ではその効果が小さく、Ｓｂ：０．２０％、Ｓｒ：０．０２０％を超えると、Ａｌとの金属間化合物を形成し、伸びや靭性が低下するので、ＳｂおよびＳｒの一方をそれぞれ上記の範囲で添加することとした。なお、本発明の合金系においては、ＳｒよりもＳｂの方が効果が大きいことも明らかとなった。
【００１９】
（７）溶体化処理温度：５３０℃以上、かつ溶体化処理時間：１時間以内
本発明に係わるダイカスト用アルミニウム合金を用いて、より大きな伸びや靭性を持つダイカスト鋳物を得るためには、ダイカスト鋳造時に晶出する共晶Ｓｉ粒子を微細かつ粒状にすることが望ましい。そのための手段として、溶体化処理は非常に有効な手段ではあるが、５３０℃以上の温度で１時間を超える溶体化処理を実施すると、共晶Ｓｉは粒状化が進むものの粗大化してしまう一方、５３０℃未満の温度では、微細化と粒状化を両立することが困難となるため、溶体化処理温度については５３０℃以上、溶体化処理時間としては１時間以下とした。
【００２０】
【実施例】
以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
【００２１】
（実施例１）
〔１〕ダイカスト用アルミニウム合金の組成
表１に示す組成の材料を使用し、以下の評価を行った。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
〔２〕溶解・ダイカスト条件
表１に示す組成のアルミニウム合金を７５０℃の温度で溶製したのち、介在物の除去と脱ガスを目的として、アルゴンガスによるバブリング処理を実施した。
ダイカスト鋳造には、型締め力３２０トンの高真空ダイカスト装置を使用し、金型に離型材を塗布した後、鋳造圧力：６０ＭＰａ、高速射出速度：３．５ｍ／ｓ、スリーブ内真空度：０．９６気圧、真空バルブ部の真空度：０．９５気圧  の条件のもとにダイカスト鋳造を行った。なお、鋳造時の溶湯温度は６８０℃  であり、鋳造に使用した型の製品部形状は、図１に示すように、板厚２ｍｍ、  長さ４１０ｍｍのハット形状とした。
【００２４】
〔３〕熱処理条件
上記方法によって得られたハット形鋳物に対して、５４０℃×３０分の溶体化処理を施した後、直ちに１６０℃×４５分の時効処理を行い、供試材とした。
【００２５】
〔４〕引張試験
上記供試材から、図２に示すようなＪＩＳ  １３Ｂ号形状のテストピースを切り出し、静的な引張試験に供した。この静的引張試験には、インストロン型の万能試験機を使用し、０．００１／ｓの歪速度で実施した。
また、上記供試材から、図３に示す形状のテストピースを切り出し、動的な引張試験に供した。この動的引張試験は、図４に示すようなＯｎｅ−Ｂａｒ  Ｍｅｔｈｏｄ高速引張試験機を使用し、約１０００／ｓの歪速度で実施した。なお、これら引張試験に際しては、静的、動的引張試験共に、繰り返し数ｎを５とした。これら引張試験の結果を表２に示す。これらの数値はｎ＝５回の測定値の平均値で示した。
【００２６】
【表２】
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【００２７】
表２に示した結果から明らかなように、本発明の実施例に係わる合金を使用したアルミニウムダイカスト鋳物においては、静的、動的共に、欧米にて使用されている３６５合金と比較しても、より優れた機械的性質が得られることが確認された。これは、Ｂの単独添加による初晶α相の微細化による効果が表れているものと考えられる。また、共晶Ｓｉの微細化材であるＳｂとＳｒの効果を比較すると、Ｓｂ材の方がより大きな伸びが得られており、強度と伸びのバランスの向上という観点でみると、Ｓｂの単独添加材の方がより有効であることが明らかとなった。
【００２８】
（実施例２）
Ｂの単独多量添加の有効性を明らかにするために、マクロ組織観察および溶湯中のＢ量の経時変化について調査を行った。
【００２９】
〔１〕マクロ組織調査
〔１〕−１  試験方法
表３に示す組成のアルミニウム合金を７５０℃の温度で溶製したのち、介在物の除去と脱ガスを目的として、アルゴンガスによるバブリング処理を実施した。その後、直ちに、重力鋳造法により、図５に示すくさび形に鋳造した。鋳造時の溶湯温度は７００℃とした。
【００３０】
【表３】
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【００３１】
〔１〕−２  試験結果
上記の重力鋳造によって得たくさび形鋳物の徐冷部を切断、研磨したのち、塩化第二銅腐食液にてエッチングし、マクロ組織観察を行った。その結果を図６に示す。この図から判るように、従来、初晶α相の微細化に有効であるとされてきた、Ｔｉ添加材（比較例４）や、Ｔｉ−Ｂ添加材（比較例３，５）よりも、Ｂの単独多量添加材（実施例１）の方が微細なマクロ組織を有していることが判明した。これによって、本発明に係わるダイカスト用アルミニウム合金において、優れた強度と伸びのバランスが得れらた理由は、Ｂの単独多量添加により、初晶α相が微細化することによるものであると考えられる。
【００３２】
〔２〕Ｂ濃度の経時変化調査
〔２〕−１  試験方法
表４に示す組成のアルミニウム合金８ｋｇを７５０℃の温度で溶製した後、介在物の除去と脱ガスを目的として、アルゴンガスによるバブリング処理を実施した。その後、溶湯温度を７００℃まで冷却し、そのままるつぼ内で恒温保持した。そして、恒温保持中に所定の時間経過毎に溶湯を採取し、ＩＣＰ発光分析法により溶湯中のＢ濃度を測定した。
【００３３】
【表４】
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【００３４】
〔２〕−２  試験結果
恒温保持した溶湯中のＢ濃度の経時変化の調査結果を図７に示す。この図から判るように、従来から実施されているＴｉ−Ｂを添加した溶湯（比較例６）においては、時間の経過と共に溶湯中のＢ濃度が低下している。一方、本発明に係わるＢを単独添加した溶湯（実施例４）においては、時間経過によるＢ濃度の低下がほとんど認められない。これは、Ｔｉ−Ｂを添加した溶湯では、時間の経過と共に、溶湯中のＢ濃度が低下し、マクロ組織の微細化効果が消失することを意味しているのに対し、Ｂ単独添加の溶湯では、時間の経過によるマクロ組織の微細化効果の消失がないことを意味している。ここで、Ｔｉ−Ｂを添加した溶湯においてＢ濃度が低下する要因としては、溶湯中でＴｉＢ２が形成されることにより、このＴｉＢ２粒子が沈降することが考えられる。
【００３５】
【発明の効果】
以上、説明してきたように、本発明に係わるダイカスト用アルミニウム合金は、Ｂの単独多量添加によって初晶α相が微細化し、優れた強度と伸びのバランスを確保することができると共に、Ｓｂの添加によって共晶Ｓｉ粒子が微細化して、より大きな伸び、靭性を得ることができるという極めて優れた効果をもたらすものである。
【００３６】
また、本発明に係わるダイカスト製品の製造方法においては、上記ダイカスト用アルミニウム合金を用いてダイカスト鋳造を行う際に、高真空ダイカスト法を適用することによって、鋳物中へのガスの巻き込みを低減することができ、本発明合金の持つ優れた機械的性能（特に伸び、靭性）を低下させることなく、ダイカスト製品とすることができる。さらには、ダイカスト鋳造後に、熱処理を施すことにより、強度と伸びのバランスを所望の値に調整することができ、例えば、Ａピラー、Ｂピラー、Ｃピラー、ルーフ、スペースフレームの接手、サスペンションの取付部などの自動車用車体部品、さらには、サスペンションアーム、サブフレーム、サスペンションのリンク部品、エンジンクレードルなど、自動車のサスペンション部品に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例１において機械的性質の評価に使用した鋳型の製品形状部を示す断面図である。
【図２】本発明の実施例１においてダイカスト材の静的引張試験に供した試験片形状を示す平面図である。
【図３】本発明の実施例１においてダイカスト材の動的引張試験に供した試験片形状を示す平面図である。
【図４】Ｏｎｅ−Ｂａｒ  Ｍｅｔｈｏｄ高速引張試験機の構成を示す概略図である。
【図５】本発明の実施例２においてマクロ組織観察に使用したくさび形鋳物の形状を示す３面図である。
【図６】図５に示したくさび形鋳物のマクロ組織を示す組織写真である。
【図７】恒温保持した溶湯中のＢ濃度の経時変化を示すグラフである。
【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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【図７】
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