(57)【要約】【課題】  靱性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金およびその合金からなる鋳物を提供する。【解決手段】  本発明によれば、Ｍｇ：０．５〜１０質量％、Ｓｉ：０．５〜１０質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００２質量％、を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金が提供される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．５〜１０質量％、Ｓｉ：０．５〜１０質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００２質量％を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする、靱性に優れたアルミニウム合金。
【請求項２】
Ｍｇ：３〜８．５質量％、Ｓｉ：０．５〜４質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００１質量％を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする、請求項１に記載の靱性に優れたアルミニウム合金。
【請求項３】
Ｓｒの含有量を０．００１質量％以下とすることを特徴とする、請求項１又は２記載の靱性に優れたアルミニウム合金。
【請求項４】
Ｆｅ：０．１〜２質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００１質量％、のいずれか一種以上含むことを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の靱性に優れたアルミニウム合金。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金からなり、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満であることを特徴とする靱性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳物。
【請求項６】
請求項４に記載のアルミニウム合金からなり、Ｍｇ―Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満であり、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満であることを特徴とする靱性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳物。
【請求項７】
破断伸びが３％以上であることを特徴とする、請求項５又は６に記載の靱性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金鋳物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靱性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金および鋳物に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般的に、純度の高いアルミニウムは、引張強度や耐力等の機械的強度が低い。そこで、通常は、アルミニウムに他の元素を加え、合金化することにより、アルミニウムの機械的強度を高めている。アルミニウムの強度を向上させるために添加される代表的な元素として、ＭｇやＳｉがある。ＭｇやＳｉは、Ａｌ母相中に固溶することにより、固溶強化として作用したり、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物として晶出し、分散強化として作用したりして、機械的強度を高めると共に、適切な時効処理した場合には、微細なＭｇ−Ｓｉ系化合物として析出し、析出強化により機械的強度を向上させる作用もある。ＭｇとＳｉを含有するアルミニウム合金は、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が、耐鋳造割れ性を向上させるため、Ｓｒを添加し、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物を微細な塊状にすることも行われている（特許文献１）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】国際公開第２０１５／０５２７７６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年、より高靱性のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金も含む）鋳物が要求されるようになってきた。
【０００５】
そこで、本発明では、より靱性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金鋳物を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
課題を解決するために本願発明者が鋭意研究を重ねた結果、鋳造の際に晶出するＭｇ−Ｓｉ系化合物をより微細にすると伸び、ひいては靱性が向上することを見出した。更に、鋳物に不純物元素として、０．００１〜０．００６質量％程度含まれるＰの含有量をより低く抑えることにより、鋳造時の冷却速度が遅い鋳造方法でもＭｇ−Ｓｉ系晶出物を微細にできることを見出した。
【０００７】
Ｐの含有量を低く抑える場合、特に晶出物をＡｌ母相中に固溶させる溶体化処理を行わない鋳物に顕著な影響を与える。溶体化処理をおこなうと晶出物がＡｌ母相中に固溶し、晶出物量が減少するので、本発明の効果は小さくなる。
【０００８】
さらに、Ｍｎを添加することによってもＭｇ−Ｓｉ系晶出物の粗大化を抑制できることがわかった。
【０００９】
そこで、課題を解決するために本願発明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金のＰの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を制限することにより、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物を微細化し、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金の伸びを向上させた。
【００１０】
本発明によれば、Ｍｇ：０．５〜１０質量％、Ｓｉ：０．５〜１０質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００２質量％、を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金が提供される。
【００１１】
本発明の一態様によれば、Ｍｇ：３〜８．５質量％、Ｓｉ：０．５〜４質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００１質量％、を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金が提供される。
【００１２】
本発明の一態様によれば、Ｓｒの含有量を０．００１質量％以下とすることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金が提供される。
【００１３】
本発明の一態様によれば、Ｆｅ：０．１〜２質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００１質量％、のいずれか一種以上を更に含むことを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金が提供される。
【００１４】
本発明の一態様によれば、上記のアルミニウム合金からなり、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、であることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金鋳物が提供される。
【００１５】
本発明の一態様によれば、上記のアルミニウム合金からなり、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、であることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金鋳物が提供される。
【００１６】
本発明の一態様によれば、破断伸びが３％以上であることを特徴とする靱性に優れたアルミニウム合金鋳物が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、実施例１のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【図２】図２は、実施例２のアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、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して解釈されるものではない。なお、以下の説明において、「Ａ〜Ｂ」は、「Ａ以上かつＢ以下」を意味する。
【００１９】
本実施形態に係るアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．５〜１０質量％、Ｓｉ：０．５〜１０質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００２質量％、を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする。このアルミニウム合金は、靱性に優れる。
【００２０】
＜Ｍｇ（マグネシウム）＞
Ｍｇは、Ａｌ母相に固溶することやＭｇ−Ｓｉ系晶出物を形成することにより、機械的強度の向上（固溶強化）に寄与すると共に、時効処理を行う場合、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物として析出し、機械的強度の向上に寄与する。これらは０．５質量％以上で顕著となり、１０質量％を超えると破壊の起点となる粗大な化合物を形成し、機械的強度を低下させる虞がある。
【００２１】
＜Ｓｉ（シリコン）＞
Ｓｉは、鋳造性を向上させるとともに、Ａｌ母相に固溶することやＭｇ−Ｓｉ系晶出物を形成することにより、機械的強度の向上（固溶強化）を寄与すると共に、時効処理を行う場合、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物として析出し、機械的強度の向上に寄与する。これらは０．５質量％以上で顕著となり、１０質量％を超えると破壊の起点となる粗大な化合物を形成し、機械的強度を低下させる虞がある。
【００２２】
＜Ｍｎ（マンガン）＞
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金に、Ｍｎを本発明の組成になるように添加するとＭｇ−Ｓｉ系化合物の晶出物が、微細化される。これは、Ｍｎにより、微細なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の晶出物が形成し、この微細なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出物がＭｇ−Ｓｉ系晶出物の晶出核となり、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物が微細化するためと考えられる。この効果はＭｎの含有量が０．２質量％以上で顕著となり、逆に２質量％を超えるとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系晶出部が粗大化し、破壊の起点となる虞がある。なお、Ｆｅを含有する場合、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系晶出物を粒状化させる作用も有する。
【００２３】
＜Ｐ（リン）＞
本願発明においては、Ｐは、不純物である。Ｍｎの含有量を上記の様に調整すると共に、Ｐの含有量を０．０００２質量％以下に制限すると鋳造の際にＭｇ−Ｓｉ系化合物の晶出物が、より微細化される。Ｐは、Ｓｒ等による共晶組織を微細化する作用を阻害することが知られているため、Ｓｒを添加する合金においては、鋳造の前に脱リン処理を行うことや、Ｓｒ等の添加量を多くすることもあった。しかし、従来は、Ｐの含有量を０．００２質量％まで低減すれば、前記共晶組織を微細化する作用を阻害することはないと考えられていた。そのため、それ以上の脱Ｐ処理はコストの観点から行われていなかった。しかし、本願発明者は驚くべきことに、Ｐの含有量を、０．０００２質量％以下まで低下させることで、共晶組織を微細化する作用を阻害することを防ぐだけではなく、むしろ共晶組織を更に微細化する作用を呈することを見出した。またこの効果は、Ｓｒを添加していない合金においても、有効であることが分かった。
【００２４】
本発明の合金における晶出物の微細化は、Ｍｎ及びＰのいずれか一つが、それぞれ、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００２質量％、の範囲を超えるとこの微細化効果は得られない。
【００２５】
本発明の好ましい一実施形態によれば、Ｍｇ：３〜８．５質量％、Ｓｉ：０．５〜４質量％、Ｍｎ：０．２〜２質量％、Ｐ：≦０．０００１質量％、を含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする。このアルミニウム合金は、靱性に優れる。
【００２６】
本発明の他の実施形態によれば、上記実施形態のアルミニウム合金において、Ｓｒの含有量を０．００１質量％以下とする。
【００２７】
＜Ｓｒ（ストロンチウム）＞
特許文献１に記載のように、従来、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金にＳｒを添加し、その含有量を０．０１５〜０．１２質量％とすることで、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物が微細に塊状化することが知られていた。Ｍｎの含有量を０．２〜２質量％、Ｐの含有量を０．０００２質量％以下、更に、Ｓｒの含有量を０．００１質量％以下とすることで、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物が微細化されることは、本発明により新たに得られた知見である。
【００２８】
また、本発明の他の実施形態によれば、上記実施形態のアルミニウム合金において、Ｆｅ：０．１〜２質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００１質量％、のいずれか一種以上を更に含んでもよい。
【００２９】
＜Ｆｅ（鉄）＞
Ｆｅは、機械的強度を向上させる作用を有するとともに、ダイカスト法などの金型鋳造を行う際は、金型への焼き付き防止作用がある。この作用は０．１質量％以上の添加で顕著となり、逆に２質量％以上となるとＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ―Ｓｉ系晶出部が粗大化し、破壊の起点となる。
【００３０】
＜Ｔｉ（チタン）＞
＜Ｂ（ホウ素）＞
ＴｉとＢは、鋳造組織の微細化に作用する。この効果は、Ｔｉ：０．００５質量％以上、Ｂ：０．０００５質量％以上で顕著となる。Ｔｉ：０．０２質量％、Ｂ：０．００１質量％を超えて添加されてもそれ以上の微細化の効果は得られない。
【００３１】
本実施形態に係るアルミニウム合金鋳物は、上記の組成を有し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、であることを特徴とし、靱性に優れる。
【００３２】
＜最大粒径＞
本発明における最大粒径とは、化合物の結晶粒について算出された円相当径のうち最大のものを意味する。化合物の結晶粒の観察は、光学顕微鏡等で行うことができ、円相当径は、画像解析ソフトを用いることで求められる。
【００３３】
＜Ｍｇ−Ｓｉ系化合物＞
Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満（好ましくは１μｍ未満）であると鋳物の伸びが向上する。本願組成のアルミニウム合金においては、砂型鋳造のような比較的鋳造時の冷却速度の遅い鋳造方法でも、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満の鋳物を得ることができる。冷却速度が１００℃／ｓを、超えるようなダイカスト法等の金型鋳造法により、鋳造を行うとＭｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１μｍ未満になり、より靱性の優れた鋳物を得ることができる。
【００３４】
また、本実施形態に係るアルミニウム合金鋳物は、上記の組成を有し、Ｍｇ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｎ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満、であることを特徴とし、靱性に優れる。
【００３５】
＜Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｎ系化合物＞
Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物は、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物の晶出核として作用する。Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物の最大粒径が１００μｍ未満（好ましくは１μｍ未満）の微細な組織であるとＭｇ−Ｓｉ系晶出物も微細になる。
【００３６】
本発明の合金は、溶湯を、脱滓、静置、成分調整、脱ガス処理等をおこなった後、鋳造される。
【００３７】
本発明の合金の鋳造方法は、特定の鋳造方法に限定されるものではないが、鋳造時の冷却速度が速いほど、より微細なＭｇ−Ｓｉ系化合物の晶出物が得られる。鋳造時の冷却速度が速い方法としては、ダイカスト法等がある。
【００３８】
冷却速度は、約１００℃／ｓであることが好ましい。
【００３９】
但し、砂型鋳造のように冷却速度の遅い鋳造法でも、ダイカスト法ほどの微細化の効果は得られなくても、微細化の効果は得られるため、本発明では鋳造法をダイカスト法に限定するものではない。
【００４０】
なお、より鋳物の強度を高めたい場合は、溶体化処理や時効処理を施すことが好ましい。
【実施例】
【００４１】
以下に、本発明に係る実施例を示す。本発明の内容はこれらの実施例によって限定して解釈されるものではない。
【００４２】
［表１］に示す組成のアルミニウム合金を、砂型鋳造（冷却速度：約５℃／ｓ）により、直径３０×５０ｍｍの円柱形状に鋳込みを行った。［表１］の組成の単位は質量％である。
【００４３】
【表１】
2017210653.tif 000002
【００４４】
得られた鋳物の破断伸び（％）と、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物及びＭｇ−Ｓｉ系化合物の粒径の数密度を測定した。［表２］に各実験例の特性評価を示す。破断伸びは、ＪＩＳＺ２２４１規格に基づき、試験片１４Ａ号で測定した。化合物の数密度は、鋳物の光学顕微鏡画像を、画像解析装置により、解析した。粒径０．００１ｍｍ未満の化合物は、光学顕微鏡を用いた画像解析では、カウントできなかったため、粒径０．００１ｍｍ以上の化合物をカウントした。実施例１の光学顕微鏡画像を［図１］に示す。画像中の黒色部がＭｇ−Ｓｉ系化合物であり、円で囲った部分の灰色部がＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物である。
【００４５】
【表２】
2017210653.tif 000003
【００４６】
［表２］の結果によれば、比較例１はＭｎの含有量が少ないため、破断伸びが実施例１に比べて３％低い。また、比較例２はＰの含有量が多いため、破断伸びが実施例１に比べて３％低い。
【００４７】
比較例１では最大粒径が０．１ｍｍ（１００μｍ）より大きい化合物粒子が存在しているが、実施例１では０．１ｍｍ（１００μｍ）以上の大きさの結晶粒子は存在しない。また、比較例１では０．０１ｍｍ未満の粒子が１ｍｍ２当り１０００個以上存在しているが、実施例１では０．０１ｍｍ未満の粒子が１ｍｍ２当り１００００個以上存在している。破断伸びを比較すると、実施例１は比較例１、２よりも向上している。つまり、実施例１の方が、より粒径の小さい化合物が多く、より粒径の大きい化合物が少なく、これにより破断伸びが向上したことが分かる。
【００４８】
比較例２と実施例１を比較しても、同様の結果であった。
【００４９】
［表３］に示す組成のアルミニウム合金を、砂型鋳造よりも冷却速度の速いダイカスト法（冷却速度：約１００℃／ｓ）にて鋳造した。［表３］の組成の単位は質量％である。
【００５０】
【表３】
2017210653.tif 000004
【００５１】
実験例１と同じ試験方法により、得られた鋳物の破断伸び（％）とＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物及びＭｇ−Ｓｉ系化合物の粒径の数密度を測定した。［表４］に各実験例の特性評価を示す。実施例２の光学顕微鏡画像を［図２］に示す。画像中の黒色部がＭｇ−Ｓｉ系化合物であり、円で囲った部分の灰色部がＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物である。
【００５２】
【表４】
2017210653.tif 000005
【００５３】
［表４］の結果によれば、実施例２は粒径が０．００１ｍｍ以上の化合物は観察されず、破断伸びも実施例１にくらべ、大きく改善していることがわかる。これは冷却速度が約１００℃／ｓのダイカスト法で鋳造することにより、化合物がより微細（粒径０．００１ｍｍ未満）になったためである。
【図１】
2017210653.tif 000006
【図２】
2017210653.tif 000007