(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
AC4CH 、AC4C、AC4B、AC4DのいずれかのJIS 規格から選択される鋳造用Al合金組成を有し、高圧鋳造法により鋳込まれ、溶体化処理および人工時効硬化処理が施されたアルミニウム合金鋳造材であって、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径 (円相当径) が3.5 μm 以下およびアスペクト比が1.4 以下であり、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ0.2)が230N/mm2以上、シャルピー衝撃値が12J/cm2 以上、および伸びが17% 以上であることを特徴とする衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項２】
前記溶体化処理を鋳造時の組織中の共晶Siの最大径が粗大化しない２時間以下の時間で行う請求項１に記載の衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金鋳造材に含まれるFeを0.2%以下に規制した請求項１または２に記載の衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項４】
前記アルミニウム合金鋳造材が、Siを6.5 〜7.5%含む請求項１乃至３の何れか１項に記載の衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項５】
前記アルミニウム合金鋳造材が輸送機の構造材用である請求項１乃至４の何れか１項に記載の衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項６】
前記輸送機の構造材が厚みが15mm以下の部位を有する請求項５に記載の衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材。
【請求項７】
前記請求項１乃至６に記載のアルミニウム合金鋳造材の製造方法であって、AC4CH 、AC4C、AC4B、AC4DのいずれかのJIS 規格から選択される鋳造用Al合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を高圧鋳造法により鋳込んだ後、鋳造材の溶体化処理を、500 〜580 ℃の温度で2.0 時間以下行い、更に、人工時効硬化処理を行うことを特徴とする衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車のサスペンション部品などの輸送機の構造材用に好適な、衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材、更にアルミニウム合金鋳造材の製造方法 (以下、アルミニウムを単にAlと言う) に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
周知の通り、建築物や構造物、或いは鉄道車両、航空機、船舶、自動車、自動二輪、自転車等の輸送機等の構造部材や構造部品 (これらを総称して構造材と言う) に、例えば、自動車などの輸送機材の構造材あるいはナックル、ロアアーム、アッパーアームなどのサスペンション部品用として、軽量化を目的として、鋼材に代わり、Al合金材が使用され始めている。
【０００３】
これらAl合金構造材の製造方法としては、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、一般的に鋳造法や鍛造法などが用いられる。特に、Al合金鋳造材で、高強度で高靱性などの機械的性質を有し、構造材として重要な破壊に対して信頼の高い構造材ができれば、鍛造や圧延などの塑性加工工程が省略できる等、製造コスト的に最も有利となる。
【０００４】
従来のAl合金鋳造材は、ダイカスト法、砂型鋳造法、金型鋳造法、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) などの種々の鋳造方法によって鋳込まれたAl合金材をT6などの溶体化処理後焼き入れを行い、人工時効硬化処理を施して製造される。
【０００５】
これら鋳造法の内、特に、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) は、前記他の鋳造法に比して、構造材として重要な破壊に対して信頼の高い構造材ができ、Al合金構造材の製造方法として主流となっている。
【０００６】
この高圧鋳造法は、高圧下で溶湯を凝固させる (溶湯の凝固過程を制御するために加圧する) 鋳造法であって、この点、溶湯を鋳型キャビティに注入させるために加圧するダイカスト法とは区別される (また、ダイカスト法は肉厚の異なる部位を有するサスペンション部品など本発明が対象とする構造材の製造には不適である) 。そして、より具体的には、溶解炉から横型乃至縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管などを介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却する方式である。
【０００７】
そして、この高圧鋳造法は、スリーブ内にAl合金溶湯を流し込む際の、空気の巻き込みを防止でき、スリーブ内のAl合金溶湯の空気との接触面積を少なくすることができるため、空気や酸化物の巻き込みが少ない。更に、溶湯を加圧して冷却するために、引け巣等の鋳造欠陥が抑制され、また、冷却速度を早めることができるため、凝固結晶粒やデンドライト二次アーム間隔(DAS) を細かくすることが可能となる。この結果、前記他の鋳造方法に比較して、Al合金鋳造材の鋳造欠陥を抑制し、より高強度で高靱性化することが可能となる。また、鋳造ロット毎の品質の安定性や量産性にも優れている。したがって、特に素材の耐破壊性などの信頼性が要求される、構造材用のAl合金鋳造材の製造方法として、高圧鋳造法は適している。
【０００８】
この高圧鋳造法を用いて、構造材用のAl合金鋳造材を製造しようとする場合、Al合金としては、鋳造性と機械的性質が優れており、Siを6.5 〜7.5% (質量% 、以下同じ) 含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等の Al 鋳造用合金が用いられている。そして、鋳造材の高強度化乃至高靱性化のために、前記他の鋳造法と同じく、Al合金材のSiやMgなどの合金元素を固溶させる溶体化処理後に焼入れし、その後、前記合金元素を化合物として析出させる高温での人工時効硬化処理を行う。
【０００９】
しかし、近年、前記自動車などのサスペンション部品などのAl合金構造材自体は軽量化のために、より薄肉化される傾向にあり、構造材用Al合金鋳造材も、薄肉化された状態で、より優れた耐破壊性、即ちより優れた衝撃破壊強度を発揮することが要求されている。
【００１０】
この要求に対し、現状の高圧鋳造法を用いた、構造材用のAl合金鋳造材では、必ずしも期待通りに衝撃破壊強度が高くならず、この種用途に要求される耐衝撃破壊性を満足できないという問題があった。
【００１１】
この耐衝撃破壊性の問題を、より具体的に説明すると、自動車などのサスペンション部品としての、図1 に示すような形状の、アーム類などの輸送機用の構造材では、軽量化のための薄肉化が前提となっている。また、他の構造材との関連や全体形状の制約からも、構造材の靱性や伸びを高めるためには、建築物などのような構造材と違い、構造材自体を大きく乃至厚肉化することができない。したがって、輸送機用の構造材では、比較的小型乃至薄肉化された部材として、前記高い耐衝撃破壊性を有する必要があるという、他の構造材用途には無い、課題を有する。
【００１２】
また、特に、前記アーム類などでは、図1 に示すように、アーム1 の取り付け部2 における可動代を確保するために、取り付け部 (突起部) の付け根部T2、T3、T4では、設計上、特に細径化された形状を有する。この細径化部分は、細径化されているがゆえに、アームの他の部分よりも、衝撃などの外力によって破壊しやすくなる。また、この他、アームの中央部T1も、常時、かつ種々の方向からの応力や衝撃などの負荷が集中するために、破壊しやすくなる。
【００１３】
したがって、重要保安部品と呼ばれる、これら輸送機用の構造材では、軽量化のために、構造材の厚みを、部位によっては、15mm以下の薄肉とすることを前提に、前記アームの細径化部分や中央部など、形状や構造上、より破壊しやすくなっている部位の耐衝撃破壊性を向上させる必要があるという困難性がある。
【００１４】
従来から、構造材用のAl合金鋳造材の、構造材としての高強度化や高靱性化のための改善は種々提案されている。例えば、「Al基合金の強度と破壊特性」 (軽金属学会、平成9 年9 月1 日発行) では、Al鋳造用合金の破壊特性に及ぼす、種々の要因について解明が行われている。この中でも、特に、AC4CH など、Al-Si 系、Al-Si-Mg系のAl鋳造用合金について、12頁〜19頁には、Al鋳造用合金の破壊特性に悪影響を及ぼす要因として、非金属介在物、デンドライトの粗密度 (広間隔) 、ガス成分、Fe等の不純物等が挙げられている。
【００１５】
そして、これら非金属介在物、ガス成分、Fe等の不純物等の低減等が、破壊強度を高める手段として提案されている。また、鋳造の際に生成する共晶Siの粗大化や針状化も破壊の起点となり、破壊強度を高めるためには、共晶Siを微細化および形態を粒状化させる必要があることが開示されている。
【００１６】
また、共晶Siの微細化および形態の粒状化のために、合金元素として、Na、Sr、Sb、或いはLi等を添加して、靱性を強化する方法も開示されている。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記非金属介在物、ガス成分、Fe等の不純物等は、鋳物の溶解原料から必然的に混入し、これらを低減するためには、溶解原料にリサイクル材ではなく、新しい地金が必要になり、溶解鋳造工程でも、これら不純物低減のための工程付加やや設備等が必要になる。このため、破壊強度の向上を不純物の低減のみに依存する方法では、どうしてもAl合金鋳造材のコストアップに繋がる。また、前記Na、Sr、Sb、或いはLi等の合金元素の添加も、添加量が多ければ、却って共晶Siの粗大化 (靱性低下) を招くことになり、添加量に限界があり、効果の点でも限界があるとともに、Al合金鋳造材のコストアップに繋がる。
【００１８】
また、破壊強度の向上を目的として、デンドライトの密度を緻密化するためには、鋳造時の冷却速度を大きくする必要がある。しかし、冷却速度が大きくなると、逆に、前記ガスの巻き込み量も大きくなって、却って、破壊強度を低下させてしまうことにも繋がる。
【００１９】
したがって、現状の高圧鋳造法を用いたAl合金鋳造材では、要求される耐衝撃破壊性を満足するものはなく、特に、前記重要保安部品などの構造材へのAl合金鋳造材の適用が妨げられていたのが実情である。
【００２０】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、特に、前記重要保安部品などの構造材で、しかも15mm以下の薄肉部位を有する構造材に好適な、耐衝撃破壊性 (衝撃破壊強度) に優れた、高圧鋳造法によるAl合金鋳造材およびその製造方法を提供しようとするものである。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明衝撃破壊強度に優れたAl合金鋳造材の要旨は、AC4CH 、AC4C、AC4B、AC4DのいずれかのJIS 規格から選択される鋳造用Al合金組成を有し、高圧鋳造法により鋳込まれ、溶体化処理および人工時効硬化処理が施されたAl合金鋳造材であって、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径 (円相当径) が3.5 μm 以下およびアスペクト比が1.4 以下であり、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ0.2)が230N/mm2以上、シャルピー衝撃値が12J/cm2 以上、および伸びが17% 以上であることとする。
【００２２】
この内、Al合金鋳造材の製造上、衝撃破壊強度を確実に向上させるためには、好ましくは、前記溶体化処理を鋳造時の組織中の共晶Siの最大径が粗大化しない２時間以下の時間で行う (請求項2 に対応) 。
【００２３】
また、Al合金鋳造材の成分組成上、衝撃破壊強度を確実に向上させるために、好ましくは、Al合金鋳造材に含まれるFeを0.2%以下に規制する (請求項3 に対応) 。
【００２４】
そして、Al合金鋳造材のより高強度化のために、好ましくは、Al合金鋳造材に含まれるSi量を6.5 〜7.5%とする。
【００２５】
更に、本発明Al合金鋳造材の最も好適な用途としては、輸送機の構造材用であり、厚みが15mm以下の部位を有する輸送機の構造材用である。
【００２６】
また、本発明のAl合金鋳造材の製造方法の要旨は、前記衝撃破壊強度に優れたAl合金鋳造材を得るために、AC4CH 、AC4C、AC4B、AC4DのいずれかのJIS 規格から選択される鋳造用Al合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を高圧鋳造法により鋳込んだ後、鋳造材の溶体化処理を、500 〜580 ℃の温度で2.0 時間以下行い、更に、人工時効硬化処理を行うことである。
【００２７】
本発明者らは、鋳造により晶出する晶出物と、鋳造および熱処理されたAl合金組織の特性との関係について検討した結果、鋳造により晶出する共晶Siが、前記衝撃破壊強度と深く関わっていることを知見した。
【００２８】
即ち、Siを2.0%以上含むAl合金においては、鋳造により、必然的に共晶SiがAl合金組織中に晶出する。この共晶Siは、構造材に衝撃等の応力が負荷された場合に、破壊の起点 (ディンプルの起点）となりやすい。そして、Al合金組織中に存在する共晶Siの粒径が大きく、かつ長い形状を有している場合には、重要保安部品である前記輸送機用の構造材では、前記アームの細径化部分や中央部等、形状や構造上、比較的小型乃至薄肉化された、より破壊しやすくなっている部位で、特に破壊の起点となりやすく、衝撃破壊強度を低下させる。
【００２９】
Al合金鋳造材の分野において、従来からも、Al合金組織中に存在する共晶Siが靱性を阻害することは、前記した通り、一般的に公知である。しかし、高圧鋳造法により鋳込まれるAl合金鋳造材の分野において、溶体化処理を受けた組織中の共晶Siの形態と、構造材としての衝撃破壊強度との関係は必ずしも明確ではなかった。
【００３０】
例えば、従来の砂型鋳造法、金型鋳造法を含め、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材でも、通常、500 〜580 ℃×5 〜12時間の溶体化処理を施す。そして、砂型鋳造法、金型鋳造法などにおけるAl合金鋳造材の組織中に存在する共晶Siは、前記通常の溶体化処理前後で、長細い形状から丸い形状に形態は変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しない。
【００３１】
しかし、一方、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材では、前記通常の溶体化処理を施した場合、Al合金組織中に存在する共晶Siの形態も、長細い形状から丸い形状に変化するとともに、その大きさ (最大径) も変化し、しかも溶体化処理時間によって著しく粗大化する事実を本発明者らは知見した。
【００３２】
言い換えると、従来の砂型鋳造法、金型鋳造法などによって鋳込まれたAl合金鋳造材では、前記比較的長時間の溶体化処理を施すことによって、SiやMgの固溶 (溶体化) が進む一方で、共晶Siの大きさは変わらず、形態のみが丸い形状に変化するため、構造材としての衝撃破壊強度にとって好ましい形態となる。
【００３３】
これに対し、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材では、通常の、前記比較的長時間の溶体化処理を施すことによって、SiやMgの固溶 (溶体化) が進み、共晶Siの形態も丸い形状に変化する点は他の鋳造材と同じであるものの、共晶Siの最大径が粗大化するため、構造材としての衝撃破壊強度は著しく低下するという逆の減少が生じることになる。
【００３４】
更に、本発明者らが知見したところによれば、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材は、温度条件にもよるが、概ね2 時間を越える溶体化処理では、前記共晶Siの最大径の粗大化が生じ、概ね1 時間程度の溶体化処理では、共晶Siの形状は、長細い形状から丸い形状に変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しなくなる。
【００３５】
したがって、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材に対し、SiやMgを十分固溶 (溶体化) させる従来の溶体化処理の観点から、他の鋳造材と同じく、比較的長時間の溶体化処理を施した場合には、必然的に共晶Siの粗大化が生じ、衝撃破壊強度が低くならざるを得なかったものである。
【００３６】
この鋳造方法の違いによる、溶体化処理における共晶Siの挙動の違いの理由は定かではないが、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材の場合、溶体化処理前の共晶Siのサイズが、他の鋳造法に比較して、より細かいことによるものと考えられる。
【００３７】
【発明の実施の形態】
(溶体化処理後の共晶Si)
本発明で規定する溶体化処理後の共晶Siの最大径 (円相当径) とアスペクト比について、以下に説明する。
【００３８】
本発明で言う共晶Siの最大径 (円相当径) とは、400 倍の光学顕微鏡若しくは走査型電子顕微鏡(SEM) による鋳造材組織の観察において、視野内で観察される最も大きな共晶Si粒子の最大の長さを長径とし、これに直交する長さを短径とする楕円の面積に等しい円の面積の直径である。そして、測定結果に再現性をもたせるために、共晶Siの最大径の測定 (前記鋳造材の組織観察) は、図1 のT1〜T3などの所定部位において、10〜20視野数行い、その平均を求め、本発明ではこの平均値を3.5 μm 以下と規定する。
【００３９】
また、本発明で言う共晶Siのアスペクト比とは、前記最も大きな共晶Si粒子の最大の長さ (長径) と、これに直交する長さ (短径) との比 (長径/ 短径) である。そして、共晶Siの最大径と同様に、測定は10〜20視野数行い、その平均を求め、本発明ではこの平均値を1.4 以下と規定する。
【００４０】
溶体化処理後の共晶Siの前記最大径が3.5 μm を越える、およびアスペクト比が1.4 を越える場合、前記自動車のサスペンション部品などの重要保安部品用の構造材として要求される、人工時効硬化処理後の耐力 (σ0.2)が230N/mm2以上、シャルピー衝撃値が12/cm2以上、および伸びが17% 以上の、強度、靱性や伸びが達成できず、衝撃破壊強度を満足できない。
【００４１】
本発明で規定するこれら機械的な特性は、構造材としての各部位の平均ではなく、これら機械的な特性が最も低くなる部位、或いは最も衝撃破壊しやすい部位の最低値の規定、即ち構造材としての下限の規定である。特に、これら機械的な特性が最も低くなる部位としては、前記アーム類の取り付け部 (突起部) の付け根部などの、薄肉化および細径化された部分がある。また、最も衝撃破壊しやすい部位としては、常時かつ種々の方向からの応力や衝撃などの負荷が集中するアームの中央部などである。これら、特に衝撃破壊しやすい部分の、衝撃破壊強度を満足できない。
【００４２】
なお、溶体化処理後の共晶Siの最大径およびアスペクト比は、人工時効処理等によっても、殆ど変化しないので、人工時効処理後に共晶Siの最大径およびアスペクト比を測定しても良い。共晶Siの最大径およびアスペクト比の測定は、400 倍程度の光学顕微鏡若しくは走査型電子顕微鏡(SEM) の目視観察乃至画像解析観察による行うことができる。
【００４３】
(Al合金の化学成分組成)
次に、本発明Al合金鋳造材における、化学成分組成について説明する。本発明のAl合金は、人工時効硬化処理後の耐力 (σ0.2)が230N/mm2以上、シャルピー衝撃値が12/cm2以上、および伸びが18% 以上確保できるものであれば、或いはこれら機械的特性の他、好ましい特性として、耐蝕性を有しているものであれば、高強度化のために必要なSiを2.0%以上含む、JIS に規格されている重力鋳造用Al合金が適宜使用可能である。より具体的には、Al-Si-Mg系のAC4C、AC4CH 、Al-Si-Cu系のAC4B、Al-Si-Cu-Mg 系のAC4DのAl合金が使用可能である。
【００４４】
H2やO2などのガス成分や溶解原料スクラップなどから必然的に混入される不純物は、本発明鍛造材の品質を阻害しない範囲で許容される。
【００４５】
(本発明Al合金の元素量) 次に、本発明Al合金材の各元素の含有量について、臨界的意義や好ましい範囲について説明する。
【００４６】
SiもMgとともに、人工時効処理により、化合物として析出して、最終製品使用時の高強度 (耐力) を付与するために必須の元素である。Siの2.0%未満の含有、好ましくは6.5%未満の含有では、人工時効でも耐力で230N/mm2以上の高い強度が得られない。一方、12% を越えて含有されると、好ましくは7.5%を越えて含有されると、鋳造時および焼き入れ時に粗大な単体Si粒子として析出して、前記した靱性を低下させるので、12J/cm2 以上の高靱性を得ることができない。更に伸びが低くなるなどの問題も生じる。したがって、Siの含有量は前記JIS 規格の範囲、好ましくは、6.5 〜7.5%の範囲とする。
【００４７】
Mgは高温の人工時効により、Siとともに化合物として析出して、また、Cu含有組成では、更にCu、Alと化合物相を形成して、最終製品使用時の高強度 (耐力) を向上させる。従って、Mgはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Mgの0.2%未満の含有では人工時効でも耐力で230N/mm2以上の高い強度が得られない。一方、1.6%を越えて含有されると、強度 (耐力) が高くなりすぎ、靱性が低くなり、シャルピー衝撃値で12J/cm2 以上の高靱性を得ることができない。したがって、含有させる場合のMgの量は前記JIS 規格の範囲とする。
【００４８】
Cuは、Mg、Alと化合物相を形成して析出し、マトリックス強度の向上に寄与する他、人工時効処理に際して、他の合金元素の析出に対する核の作用を生じ、析出物を微細に均一分散させ、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果を有する。従って、Cuはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Cuの含有量が0.1%未満では、これらの効果が無く、1.0%を越えると効果が飽和する。また、Cuの含有量が1.0%を越えると、却って靱性乃至熱間鍛造性を低下させる。したがって、含有させる場合のCuの量は前記JIS 規格の範囲とする。
【００４９】
Mnは、溶解、鋳造時に生成するAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶出物の形態を、針状からスケルトン (網目) 状に制御して、前記金属間化合物や晶出物が破壊の起点となり、鋳造材の破壊靱性を低下させることを抑制する効果がある。従って、Mnはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Mn:0.1% 未満では、この効果が得られず、一方0.6%を越えて含有すると、却って鋳造材の破壊靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のMnの量は前記JIS 規格の範囲とする。
【００５０】
Ti:0.001〜0.1%。
Tiは鋳塊の結晶粒を微細化させる。従って、Tiはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。しかし、Tiの0.001%未満の含有では、この効果が得られず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のTiの量は前記JIS 規格の範囲とする。
【００５１】
B:1 〜300ppm。
B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化させる。従って、B はこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。しかし、B の1ppm未満の含有では、この効果が得られず、一方、300ppmを越えて含有されると、やはり粗大な晶出物を形成し、靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のB の量は1 〜300ppmの範囲とすることが好ましい。
【００５２】
その他の不純物元素についても以下に説明しておく。
Al合金に不純物として含まれやすいFeは、Al7Cu2Fe、Al12(Fe,Mn)3Cu2 、(Fe,Mn)Al6、Al3Fe 、或いは本発明で問題とする粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物を生成する。これらの晶出物は、前記した通り、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Feの含有量が0.2%を越えると、自動車用のサスペンション部品などに要求される、より高強度で高靱性、より具体的には、σ0.2 で230N/mm2以上の高強度を有する場合の、シャルピー衝撃値が12J/cm2 以上の高靱性を得ることができない。したがって、Feの含有量は0.2%以下とすることが好ましい。
【００５３】
Cr、Zrは、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶出物を、溶解、鋳造時に生成して、破壊の起点となり、鋳造材の破壊靱性を低下させる。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、Crは0.2%以下、Zrは0.2%以下の含有は許容する。
【００５４】
Znは耐蝕性を劣化させやすい。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、Znは1.0%以下の含有は許容する。
【００５５】
V は溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-V系の金属間化合物や晶出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性を低下させる原因となる。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、V は0.2%以下の含有は許容する。
【００５６】
次に、本発明におけるAl合金鋳造材の好ましい製造方法について述べる。本発明におけるAl合金鋳造材の鋳造方法は、前記した通り、ダイカスト法、砂型鋳造法、金型鋳造法などの他の方法ではなく、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) により行う。高圧鋳造法以外の鋳造方法であれば、本発明を採用する意義もなく、前記した、高圧鋳造法の利点（空気の巻き込み防止、空気や酸化物の巻き込み少、引け巣等の鋳造欠陥の抑制、凝固結晶粒やデンドライト二次アーム間隔(DAS) の微細化）が失われ、鋳造欠陥を抑制し、より高強度で高靱性化した、信頼性の高いAl合金鋳造材を製造することが困難となる。
【００５７】
高圧鋳造法自体は、高圧下で溶湯を凝固させ、溶湯の凝固過程を規制でき、ダイカスト法と区別できるものであれば、多少の方法や設備の違いは許容される。例えば、溶解炉から横型乃至縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管などを介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却する方式が代表的な例である。
【００５８】
高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金材は、T6などの溶体化処理後焼き入れを行い、人工時効硬化処理を施して製造される。人工時効硬化処理は、通常通り、  150 〜200 ℃×3 〜10時間で行い、過時効でも、亜時効でも良い。
【００５９】
また、溶体化処理の際の温度は、SiやMgの固溶のための、通常の処理温度500 〜580 ℃の範囲で良い。しかし、溶体化処理の時間（鋳造材が前記処理温度にある時間）は、前記した共晶Siの粗大化の防止のために、特に短時間とする必要がある。より具体的には、鋳造材の成分組成や溶体化処理の温度によっても異なるが、Siを6.5 〜7.5%含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等のAl鋳造用合金において、530 〜540 ℃の溶体化処理温度を前提とすると、概ね2 時間を越える溶体化処理では、前記共晶Siの最大径の粗大化が生じ、この粗大化の傾向は時間とともに大きくなる。そして、構造材としての衝撃破壊強度は著しく低下し、特に厚みが15mm以下の薄肉の部位を有する輸送機用構造材には使えなくなる。
【００６０】
一方、2 時間以下、好ましくは1.5 時間以下の溶体化処理では、共晶Siの形状は、長細い形状から丸い形状に変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しなくなる。したがって、溶体化処理時間は、通常の (従来の) 溶体化処理時5 〜6 時間に対し、2 時間以下、好ましくは1.5 時間以下の短時間とするのが必要となる。なお、溶体化処理の最低時間は、SiやMgの固溶を固溶させるために最低必要時間となる。なお、Siを6.5 〜7.5%含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等のAl鋳造用合金 (高圧鋳造法による) では、溶体化処理を2 時間以下の1 時間程度の短時間としても、SiやMgの固溶が充分図られており、この点も、高圧鋳造法による鋳造材の、従来の技術常識を覆す特異性である。したがって、鋳造材の溶体化処理は500 〜580 ℃の温度×2.0 時間以下で行う。
【００６１】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す成分組成のAl合金鋳塊を、いずれも図1 のアーム1 の形状 (ニアネットシェイプ、平均肉厚10mm) を、表2 に示す通り、高圧鋳造法、コールドチャンバー式および可動型のダイキャビティのダイカスト鋳造法、金型鋳造法により溶製した。高圧鋳造法は、溶解炉から縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管を介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却した。
【００６２】
その後、鋳塊を表2 、3 に示す温度と時間で溶体化処理を施した後、共通して65℃の水に浸漬して焼入れを行い(T6 処理) 、更に共通して160 ℃×5 時間の人工時効処理 (亜時効処理) を行った。
【００６３】
これらの熱処理を行ったアーム1 の取り付け部2(突起部) の付け根部T3およびアームの中央部T1から試験片を採取し、厚み方向の断面の組織を、400 倍の倍率の走査型電子顕微鏡(SEM) により、観察および画像解析を行い、組織中の共晶Siの最大径 (μm)とアスペクト比を測定した。これらの結果を表2 、3 に示す。
【００６４】
組織中の共晶Siの最大径 (μm)とアスペクト比の測定結果は、測定部位によるバラツキを考慮するため、試験片の任意の測定箇所20視野の目視観察結果の平均によって行った。
【００６５】
なお、共晶Siの最大径とアスペクト比は、溶体化処理とは異なり、比較的低温の人工時効処理によっても変化しないので、これらの測定は、溶体化処理後であれば、溶体化処理および焼入れ後( 人工時効処理前) であっても、人工時効処理後であっても良いので、本実施例では、人工時効処理後のもので測定した。
【００６６】
更に、アーム1 のアームの中央部T1および付け根部 T2 の試験片 (JIS Z 2201に基づく 4号引張試験片) の引張強度 (σB 、N/mm2)、耐力 (σ0.2 、N/mm2)、伸び (δ、%)の機械的特性を、JIS Z 2241等に基づき測定した。また、同じく試験片 (JIS Z 2202に基づく 3号衝撃試験片) の靱性= シャルピー衝撃値(J/cm2) を、JIS Z 2242等に基づき測定した。更に、アーム1 の耐衝撃破壊強度を直接的に測定するため、鋳造した各アーム1 の衝撃試験を行った。これらの結果を表4 、5 に示す。なお、アーム1 の衝撃試験は、JASO (日本自動車技術会) で規定している落錘試験機を用いたホイールの衝撃試験に準じて行い、固定したアーム1 の付け根部 T2 部位の55mm上方から重量 1トンの錘をT2部位に向けて落下、衝突させ、T2部位に細かい亀裂および変形は生じたが圧壊しなかったものを○、大きな亀裂および変形が生じたが圧壊しなかったものを△、飛散状態で圧壊したものを×として評価した。
【００６７】
表2 、4 から明らかな通り、溶体化処理時間が1.5 時間以内と短い、発明例No.1〜5 は、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径が3.5 μm 以下およびアスペクト比が1.4 以下である。この結果、10mm厚みと薄肉化されたアーム類であっても、そして、図1 に示したアームの中央部T1や、特に細径化された付け根部T2においても、表4 に示す通り、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ0.2)が230N/mm2以上、シャルピー衝撃値が12J/cm2 以上、および伸びが17% 以上であり、衝撃試験による衝撃破壊強度に優れている。
【００６８】
これに対し、溶体化処理時間が2.0 時間と比較的長い発明例No.6は、共晶Siの最大径が比較的大きく、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力、シャルピー衝撃値、および伸び、更には衝撃破壊強度が発明例No.1〜5 に比して劣っている。
【００６９】
更に、表3 から明らかな通り、溶体化処理時間が2.0 時間を越える、通常の溶体化処理時間とした、比較例No.7〜10は、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径が3.5 μm を越えるか、および/ または、アスペクト比が1.4 を越えている。この結果、10mm厚みと薄肉化されたアーム類にあっては、アームの中央部T1や、特に細径化された付け根部T3において、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ0.2)が230N/mm2未満か、シャルピー衝撃値が12J/cm2 未満か、伸びが17% 未満であり、しかも共通して衝撃破壊強度が劣っている。このため、特に、15mm以下の厚みの部位を有する薄肉化された重要保安部品となる構造材には使用できないことが分かる。
【００７０】
そして、以上の結果から、本発明における共晶Siの形状と大きさ、或いは溶体化処理時間の、15mm以下の厚みの部位を有する薄肉化された構造材における要求特性からの、臨界的な意義が分かる。
【００７１】
【表１】
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【００７２】
【表２】
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【００７３】
【表３】
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【００７４】
【表４】
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【００７５】
【表５】
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【００７６】
【発明の効果】
本発明によれば、重要保安部品などの構造材で、しかも15mm以下の薄肉の部位を有する構造材に好適な、耐衝撃破壊性に優れた、高圧鋳造法によるAl合金鋳造材およびその製造方法を提供することができる。したがって、Al合金鋳造材の自動車、車両、船舶などの輸送機材用などの構造材への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の用途のサスペンション部品用アームの一例を示す説明図である。
【図１】
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