(57)【要約】      （修正有）【課題】自動車の衝撃吸収部材等に用いられる延性の高いアルミニウム合金を提供する。【解決手段】重量比で、Ｓｉ：９〜１１％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｓｒ：０．０３５〜０．０５５％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなり、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を有する。アルミニウム合金原料を鋳造後、４００〜４６０℃で０．５〜２時間の溶体化処理を行い、５０〜７０℃で温水焼入れを行い、１６０〜２００℃で１〜６時間の人工時効処理を行う。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、Ｓｉ：９〜１１％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｓｒ：０．０３５〜０．０５５％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなり、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を有するアルミニウム合金。
【請求項２】
前記組織中に占める前記晶出相の体積比は、０．２％以下である請求項１に記載のアルミニウム合金。
【請求項３】
前記組織中の共晶Ｓｉ相は、平均円形度係数が０．６以上の球状であり、平均粒子径が２μｍ以下である請求項１または２に記載のアルミニウム合金。
【請求項４】
アルミニウム合金原料を鋳造した後、４００〜４６０℃で０．５〜２時間の溶体化処理を行い、５０〜７０℃で温水焼入れを行い、１６０〜２００℃で１〜６時間の人工時効処理を行った請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性の高いアルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、アルミニウム合金は、アルミニウムに添加する金属等の種類や添加量によって異なった特性を発現する。アルミニウム合金としては、９．５〜１１．５重量％のＳｉ、０．１〜０．５重量％のＭｇ、０．５〜０．８重量％のＭｎ、最大０．１５重量％のＦｅ、最大０．０３重量％のＣｕ、最大０．１０重量％のＺｎ、最大０．１５重量のＴｉを含み、残部がＡｌと３０〜３００ｐｐｍのＳｒであるダイカスト合金が提案されている（例えば、特許文献１参照）。このようなダイカスト合金は延性等が向上する。
【０００３】
【特許文献１】特許第３２５５５６０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
アルミニウム合金は、幅広い分野に用いられており、それぞれの用途に応じた特性が求められる。アルミニウム合金を、例えば、自動車の衝撃吸収部材等に用いる場合には、自動車の衝突の際に、衝撃吸収部材自体が変形して衝突エネルギーを吸収する必要がある。このため、アルミニウム合金には特に高い延性が求められ、前記従来のアルミニウム合金の延性では不十分であった。
【０００５】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、延性の高いアルミニウム合金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】
上記目的を達成するための本発明に係るアルミニウム合金の第１特徴構成は、重量比で、Ｓｉ：９〜１１％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｓｒ：０．０３５〜０．０５５％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなり、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を有する点にある。
【０００７】
Ａｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金においては、共晶Ｓｉ相の微細化によって延性の向上が図られる。この場合、共晶Ｓｉ相を微細化するためにＡｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金に添加する改良元素としてＳｒが用いられる。一方で、Ａｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金にＳｒを添加し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相が少しでも晶出した場合には、逆に延性が低下するものと考えられていた。
しかしながら、本構成のように、Ｓｒを重量比で０．０３５〜０．０５５％の間で制限して添加した場合には、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を幾分晶出するものの、従来のアルミニウム合金に比べて、耐力及び引張強さを維持しつつ、高い延性を得ることができる。
【０００８】
本発明に係るアルミニウム合金の第２特徴構成は、前記組織中に占める前記晶出相の体積比を０．２％以下とした点にある。
【０００９】
Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相が組織中に必要以上に過剰に存在すると、却ってアルミニウム合金の延性は低下する傾向にある。
そこで、本構成のように、組織中に占めるＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相の割合を体積比で０．２％以下にすることにより、より高い延性を有するアルミニウム合金を得ることができる。
【００１０】
本発明に係るアルミニウム合金の第３特徴構成は、前記組織中の共晶Ｓｉ相を、平均円形度係数を０．６以上の球状とし、平均粒子径を２μｍ以下にした点にある。
【００１１】
Ｓｒは、Ａｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金に添加されることによって、共晶Ｓｉ相を微細化してアルミニウム合金の延性を向上させると共に、鋳造時における溶解保持炉でのＭｇ元素の減耗度合い等を改良する。Ｓｒの添加量が少ない場合には、共晶Ｓｉ相の微細化はあまり進まず、延性の改良効果が得られなくなる。
したがって、本構成のように、Ｓｒの添加量を制御して、組織中における共晶Ｓｉ相を、平均円形度係数を０．６以上の球状とし、平均粒子径を２μｍ以下とすることにより、アルミニウム合金の延性をより向上させることができる。
【００１２】
本発明に係るアルミニウム合金の第４特徴構成は、アルミニウム合金原料を鋳造した後、４００〜４６０℃で０．５〜２時間の溶体化処理を行い、５０〜７０℃で温水焼入れを行い、１６０〜２００℃で１〜６時間の人工時効処理を行った点にある。
【００１３】
アルミニウム合金は、熱履歴によって組織が変化する。
アルミニウム合金原料を鋳造した後に、本構成の熱処理を施すことにより、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を適度に晶出させつつ、これに伴い共晶Ｓｉ相を微細化させるため、従来のものに比べて、高い延性を備えたアルミニウム合金を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明に係るアルミニウム合金は、重量比で、Ｓｉ：９〜１１％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｓｒ：０．０３５〜０．０５５％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなり、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を有する。
【００１５】
アルミニウム合金をダイカスト等の鋳造で製造する場合、Ｓｉは湯流れ性と機械的性質の向上に寄与する。Ｓｉの含有量が少ない場合には、凝固時のＡｌ−Ｓｉ共晶晶出量の減少に伴って湯流れ性が低下するため、鋳造の際、金型への溶湯の充填が不足する湯廻り不良を起こす。また、Ａｌ−Ｓｉ２元系における共晶点は１１．７％であるため、Ｓｉの含有量が多くなると、初晶Ｓｉ相が晶出することとなって延性が低下する。したがって、本発明に係るアルミニウム合金においては、Ｓｉの含有量を９〜１１％に設定してある。
【００１６】
Ｍｇは、Ａｌ−Ｓｉ系に添加することにより、凝固途中でのＭｇ２Ｓｉ晶出相、及び凝固直後でのＭｇ２Ｓｉ系析出相を生成し、アルミニウム合金の強度を向上させる。Ｍｇが０．２％より少ないと、Ｍｇ２Ｓｉ系析出相の析出量が極微量となり強度が低下する。Ｍｇが０．５％より多くなると、凝固直後でのＭｇ２Ｓｉ系析出相の生成量が多くなり過ぎるため、延性が低下する。
【００１７】
Ｃｕが添加されると、Ａｌ−Ｃｕ系晶出相・析出相を生成し、組織中の極微小領域で局部電池が形成されて、耐食性が低下する。このため、本発明に係るアルミニウム合金では、Ｃｕの含有量を、耐食性の低下がほとんど発現しない０．２５％以下に設定している。
【００１８】
Ｆｅは、過剰に添加すると、β−Ａｌ４ＦｅＳｉ，β−Ａｌ５ＦｅＳｉ等の鉄系化合物の晶出量が増加する。この結果、鋳造時の金型への焼付き防止効果が向上するものの、針状の鉄系化合物相の散在量の増加によって、延性等の機械的性質が低下する。このため、本発明に係るアルミニウム合金では、機械的性質の向上に主眼を置き、Ｆｅの含有量を０．４％以下にしている。
【００１９】
Ｍｎが添加されると、Ａｌ−Ｍｎ系化合物相（Ａｌ６Ｍｎ，Ａｌ１２Ｍｎ３Ｓｉ，Ａｌ１２Ｍｎ３Ｓｉ２等）が生成するため、Ｆｅと同様に鋳造時の金型への焼付き防止効果が向上する。一方、Ｍｎの添加量を多くして、Ａｌ−Ｍｎ系化合物相が増加すると、これ自体が亀裂の発生部位及びその伝播経路になり易くなる等から、アルミニウム合金の延性が低下する。このため、本発明に係るアルミニウム合金においては、Ｍｎを０．３〜０．６％含有させている。
【００２０】
Ｓｒは、Ａｌ−Ｓｉ系のアルミニウム合金に添加されることにより、共晶Ｓｉ相を微細化してアルミニウム合金の延性を向上させると共に、鋳造時における溶解保持炉でのＭｇ元素の減耗度合い等を改良する。Ｓｒの添加量が０．０３５％より少なくなると、共晶Ｓｉ相の微細化はあまり進まず、延性の改良効果が得られなくなる。組織中において、微細化された場合の共晶Ｓｉ相は、平均円形度係数が０．６以上の球状であることが好ましい。共晶Ｓｉ相の平均粒子径は、２μｍ以下が好ましく、１〜１．７μｍがより好ましい。
尚、円形度係数は、光学顕微鏡による写真から、共晶Ｓｉ相の投影面積（ｍｍ２）、投影周囲長（ｍｍ）を測定し、以下の式により算出する。
円形度係数＝{４π×(投影面積)}/(投影周囲長)２
【００２１】
また、Ｓｒは過剰に添加した場合には、アルミニウム合金の組織中において、Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を形成する。このようなＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相を組織中に存在させた場合においても、その量が０．０５５％までであれば、アルミニウム合金の延性を向上させることができる。但し、Ｓｒの添加量が０．０５５％より多くなると、組織中に占めるＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相の割合が大きくなるため却って延性は低下する。Ａｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相の割合は、体積比で０．２％以下とすることが好ましく、０．０５〜０．１５％とすることがより好ましい。
【００２２】
本発明に係るアルミニウム合金は、例えば、アルミニウム合金原料を鋳造した後、その鋳放し品に対して所定の熱処理を施して得ることができる。
具体的には、まず、Ｓｉ：９〜１１％、Ｍｇ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｆｅ：０．４％以下、Ｍｎ：０．３〜０．６％、Ｓｒ：０．０３５〜０．０５５％を含み、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金原料をダイカスト鋳造する。このダイカスト鋳造に際しては、その後の熱処理において鋳物の内部にまで均一に熱が行き渡るように、肉厚が薄い鋳物を鋳造することが好ましい。鋳物の平均肉厚は、３．５ｍｍ以下が好ましく、溶湯の流動限界に達しない範囲であれば、薄さには特に制限はないが、より好ましくは１．５〜３ｍｍである。
【００２３】
ダイカスト鋳造した後、この鋳放し品に対して、４００〜４６０℃で０．５〜２時間の溶体化処理を行い、５０〜７０℃で温水焼入れを行い、１６０〜２００℃で１〜６時間の人工時効処理を行う。このような処理により、組織中にＡｌ−Ｓｉ―Ｓｒ系の晶出相を適度に晶出させつつ、共晶Ｓｉ相を微細化・球状化させるため、耐力や引張強さを損なうことなく、延性の高いアルミニウム合金を得ることができる。尚、温水焼入れの後、人工時効処理を行う前に、室温で６時間以内の放置処理を加えることもできる。
【実施例】
【００２４】
以下に、本発明に係るアルミニウム合金を用いた実施例を示し、本発明をより詳細に説明する。但し、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００２５】
表１に示す各種合金（実施例１〜１０、比較例１〜１２）を、１００ｋｇガス溶解炉で溶製し、１５０ｔｏｎ型締め力のダイカスト機を用い、コールドチャンバダイカスト鋳造法にて２．５ｍｍの肉厚を有する引張試験片形状の鋳物を複数個鋳造した後、表２に示すように、熱処理を施し、引張試験を行った。
【００２６】
鋳造条件は、溶湯温度６８５℃、射出速度を低速０．１ｍ／ｓ→高速１ｍ／ｓ、射出圧力８０ＭＰａ、金型温度１５０〜２００℃とし、最初の数ショットは型温安定のため捨て打ちとした。尚、鋳造性については、実施例、比較例の合金はいずれも良好であった。
【００２７】
引張試験は、得られた板状引張試験片を、アムスラー型試験機を用いてクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎにて行い、０．２％耐力、引張強さ、伸び（破断伸び）を測定した。
【００２８】
【表１】
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【００２９】
【表２】
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【００３０】
以上の通り、本発明に係るアルミニウム合金は、耐力、引張強度を損なうことなく、伸び特性が向上することが確認できた。
【００３１】
また、実施例９（４４０℃×２時間の溶体化処理→６０℃の温水焼入れ→１９０℃×２時間の人工時効処理）、及び比較例１０（４９０℃×２時間の溶体化処理→６０℃の温水焼入れ→１９０℃×２時間の人工時効処理）について、その組織を光学顕微鏡で調べ、その結果を図１，２に示した。図１の実施例９では、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相が見られたのに対し、図２の比較例１０では、組織中にＡｌ−Ｓｉ−Ｓｒ系の晶出相は見られなかった。
また、共晶Ｓｉ相は、図１の実施例９では、平均円形度係数が０．６８であり、平均粒子径が１．６μｍであったのに対し、図２の比較例１０では、平均円形度係数が０．５１であり、平均粒子径が２．８μｍであった。図１と図２との比較に代表されるように、本発明に係るアルミニウム合金では、従来のものに比べて、均一で微細な組織状態となることが確認できた。
【００３２】
本発明に係るアルミニウム合金は、耐力及び引張強さを維持しつつ、高い延性を有するため、例えば、自動車等、車両分野のフレーム、サスペンション、衝撃吸収部材等のエネルギー吸収を目的とした部材等に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】実施例９のアルミニウム合金の組織を示す顕微鏡写真
【図２】比較例１０のアルミニウム合金の組織を示す顕微鏡写真
【図１】
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【図２】
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