(57)【要約】【課題】  鋳放しかつ熱処理をしないで得られるアルミニウム合金であって、高強度と高延性を兼備した靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金と、その合金からなる、車両等の車体構成部品に好適な、靭性に優れた鋳造部材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｍｇ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｔｉ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物であるＦｅを０．５％未満に規制する。またはさらに、肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率を１０％以下とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｍｇ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｔｉ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物であるＦｅを０．５％未満に規制したことを特徴とする靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項２】
質量％で、さらにＳｉ：０．２〜０．６％を含有する請求項１に記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項３】
質量％で、さらにＣｒ：０．２〜１．０％を含有する請求項１又は請求項２に記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項４】
質量％で、さらにＳｒ：０．００５〜０．０５％を含有する請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項５】
質量％で、さらにＳｎ：０．０５％超え０．５％以下を含有する請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項６】
質量％で、さらにＢｉ：０．００５〜０．０５％を含有する請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項７】
肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率が１０％以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金。
【請求項８】
請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる鋳造部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金及びそれからなる鋳造部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
例えば、自動車、建設機械、船舶など（以下、「車両等」という）の車体等を構成する部品としては、車両等の高性能化や軽量化を目的としてアルミニウム合金からなる展伸や鍛造などによる塑性加工部材、或いは鋳造部材が使用されている。展伸や鍛造による塑性加工部材は、鋳塊やスラブを鋳造した後、これに展伸（圧延、押出し、引抜き等）、プレス（曲げ、絞り等）、鍛造などの塑性加工をくわえ、さらに熱処理や溶接などの２次加工を施して最終部品としている。このため鋳塊の鋳造組織（鋳放し凝固組織）は再結晶組織となり高強度・高延性の部材が得られる。しかし、塑性加工部材では、最終部品を得るまでの製造工程数が多く、特に複雑形状の部品では、成形が困難なため製造工程数を増やして成形せざるを得ず、加工コストが非常に高価となるか、または成形そのものが出来ないという問題がある。
【０００３】
これに対し、強度や延性は塑性加工部材に比較して低いものの、複雑形状の加工や製造コスト低減の点で有利なことから、要求される機械的特性等に応じて車両等の車体構成部品にアルミニウム合金からなる鋳造部材が使用されつつある。その製法としては特に量産品を簡素な製造工程で低コストに製造できるダイカスト（高圧射出成形）法を適用することが多くなってきている。ダイカスト法は、アルミニウム合金溶湯を高速高圧で金型に鋳込むことで、寸法精度が良く鋳肌が美麗で、複雑形状かつ薄肉の部品をニアネット（最終部品形状に近い形状）で、しかも短時間で多量に生産することができる製法である。
【０００４】
鋳造部材用のアルミニウム合金としては、例えばＪＩＳ  ＡＣ４ＣＨやＡＤＣ１２などの鋳造性に優れたＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金が用いられている。しかし、鋳造用のＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、強度は比較的大きいものの、高Ｓｉのため、硬くて脆弱なＳｉ粒子が多量に晶出して延性が低い。従来から鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金のうち一部の材種では、得られた鋳造部材を熱処理して強度と延性を向上することも行われている。しかし、熱処理は固溶・析出強化や共晶Ｓｉの粒状化による特性向上を狙ったもので、硬くて脆弱なＳｉ粒子の性質は、熱処理によっても殆ど変わらないため大幅な延性向上は見込めない。しかも、熱処理は、製造工程数や消費エネルギーの増加によりコスト上昇を招聘し、特に薄肉の部品の場合、変形や歪を生じ、その矯正のために更にコスト上昇を招くという問題も抱えている。このため、鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金からなる鋳造部材は、高強度かつ高延性が要求される車両等の車体構成部品に適用するには限界があった。
【０００５】
そこで、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金に替えて、熱処理を行わなくても高強度と高延性を兼備するアルミニウム合金として、例えばＪＩＳ  ＡＤＣ５、ＡＤＣ６及びＡＣ７Ａなどの鋳造用のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を車両等の車体構成部品へ適用することも提案されている。しかし、一般的に鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、延性は比較的高いものの、実用の鋳造用合金としては、鋳造性が悪いという欠点があった。このうち、ダイカスト製品として規格化されたＡＤＣ５及びＡＤＣ６は、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金のなかで鋳造性は比較的良好なものの延性が十分ではない。一方、鋳物用合金として規格化されたＡＣ７Ａは、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金のなかで延性は比較的高いものの、実用の鋳造用合金としては、鋳造性が悪いという欠点があった。そして、ＡＣ７Ａでは、鋳造性の悪さにより、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が本来備えている良好な強度や延性が損なわれるという結果を招いていた。
【０００６】
鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の鋳造性は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金と比較して、溶融して得た溶湯が主に以下の３つの性質をもつことから、鋳造欠陥を発生しやすいという問題がある。
（１）液相線が高く、比熱と凝固潜熱が小さいため冷却速度が速く、溶湯が流動停止しやすい。即ち湯流れ性に劣り、湯境など湯廻り欠陥を生じやすい。
（２）共晶凝固組成でないため、凝固収縮量が多く、引け巣が発生しやすく、かつ最終凝固部に集中する傾向が強い。
（３）凝固収縮が大きく、凝固直後の高温強度が低いため、鋳物表面に鋳造割れ（凝固割れ）を生じやすい。特に、形状が複雑、薄肉部分がある、断面変化が大きい、といった鋳物の場合、鋳物表面に鋳造割れを発生しやすい。鋳物表面に発生した鋳造割れは、切欠き効果によって本来良好な延性を著しく阻害するのみならず、その発生自体により外観を損ねて鋳物の製造歩留を下げる。
【０００７】
そこで、鋳造性に優れ、また、鋳放し状態でも、高強度で延性に優れた鋳物が得られるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の提案がなされている。例えば、全体を１００質量％（質量百分率）としたときに、Ｍｇ：４．０〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜０．５％、Ｆｅ：０．５〜０．９％を含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなる鋳物用アルミニウム合金の開示がある。そして組成として更にＴｉ：０．１〜０．２％を含み、かつこの鋳物用アルミニウム合金の溶湯を２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固した際に微細な初晶アルミニウムと化合物とが均一に分散したアルミニウム合金製鋳物が得られるとの提案がなされている（例えば、特許文献１参照）。この特許文献１によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ合金にＦｅを添加し、Ｍｇ量に応じてＭｎ、Ｆｅ量を調整することにより、固液共存域における晶出挙動を変化させ、これにより凝固収縮による鋳造割れ（「熱間割れ」或いは「凝固割れ」とも称される）を抑制できたとしている。
【０００８】
本出願人も、質量比で、Ｍｇ：２．５〜７％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、残部Ａｌ、および不可避的不純物のうち、Ｆｅ：０．３％未満、Ｓｉ：０．５％以下を含み、熱処理を施さないで、１〜５ｍｍの肉厚部位の気孔率が０．５％以下、晶出物の平均円相当径が１．１μｍ以下、晶出物の面積率が５％以下であることを特徴とする高靱性アルミニウム合金ダイカストを提案している（特許文献２参照）。この特許文献２には、不可避的不純物であるＦｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｓｎの含有量を規制して晶出する化合物の晶出量と形態を制御することで、鋳放しでも靭性に優れたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が得られ、この合金をダイカスト法で鋳造することで、自動車用部品の強度部材の低コスト化と軽量化とを図ることができることを開示している。
【０００９】
【特許文献１】国際公開ＷＯ２００３／０２３０８０号公報
【特許文献２】特開平１１−２９３３７５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
ところで、近年、車両等の車体構成部品に鋳造部材を採用する場合、複雑形状の加工しやすさや低コストの利点を享受するにとどまらず、車両等の高性能化や軽量化のための薄肉化などの要望に対応するため、鋳造部材には、高強度、高延性などより高い機械的特性が要求されている。特に、高性能化の一つである衝突時の安全性確保のため衝撃吸収能や変形能を向上することを目的に、車体構成部品に使用される部材や材料には、より高い強度と延性が求められている。具体的には、強度としては、常温の引張試験における高い０．２％耐力（０．２％の歪を生じた状態での応力値、以下、単に「耐力」という）を、延性としては、常温の引張試験における高い伸びを有することが望まれる。この要求を満足するには、上述したように、鋳造用Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金では延性の面で限界があり、また、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金では延性は比較的高いものの、鋳造性が劣ることから鋳造欠陥が発生しやすく、強度と鋳造性を確保しながら、延性を更に向上することは難しかった。
【００１１】
特許文献１に開示されたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、所定のＦｅを含有することで凝固収縮による鋳造割れ（熱間割れ）を抑制して強度と延性を向上できるとしている。しかし、本発明者がこの組成の合金で試験したところ、鋳造割れ発生率は下がるものの、鋳造割れやポロシティなどの鋳造欠陥が認められない部位であっても引張試験における伸びは、２０％程度であった。これは、含有するＦｅが合金の延性を阻害する金属間化合物の晶出を促進したためである。この合金の伸びはその実施例にあるように最大でも２３％程度であり、衝撃吸収能や変形能など、より高い機能を必要とする車体構成部品へ使用するには延性が十分とはいえない。
【００１２】
特許文献２に開示されたＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、鋳放しでの強度と延性を改善した合金であり、特に強度を要求される車体構成部品に適用する場合に好適である。しかしながら、衝撃吸収能や変形能を必要とする車体構成部品へ適用する場合には、延性や鋳造性が必ずしも十分ではなく、延性と鋳造性の一層の改善が求められていた。
【００１３】
本発明は、上記した実情に鑑みてなされたもので、鋳放しかつ熱処理をしないで得られるアルミニウム合金であって、高強度と高延性を兼備した靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金と、その合金からなる、車両等の車体構成部品に好適な、靭性に優れた鋳造部材を提供することを目的としている。なお、本発明においては、強度と延性の両方の特性を指す場合には、以下「靭性」という。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上述の従来技術の課題を解決すべく、鋳造用のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の組成や鋳造条件を種々変えて、ダイカスト法で、鋳放しかつ熱処理なしで鋳造して、組成及び鋳造欠陥が機械的特性に与える影響を研究した。特に延性に影響を及ぼす元素に着目して鋭意研究した結果、組成として、延性を阻害するＦｅの含有量を規制するとともに、Ｍｇ、Ｍｎ、及びＴｉの含有量を最適化することによって、または更にＳｉ、Ｃｒ、Ｓｒ、Ｓｎ及びＢｉを適量添加することによって、または更に組織中のポロシティの量と形態を特定の範囲にすることによって、鋳造組織でも十分な強度を確保したまま、延性を向上できるとの知見を得て本発明に想到した。
【００１５】
即ち、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、質量％で、Ｍｇ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｔｉ：０．１〜０．３％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物であるＦｅを０．５％未満に規制したことを特徴とする靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金である。
【００１６】
また、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、さらに質量％で、Ｓｉを０．２〜０．６％含有してもよいし、または更に質量％で、Ｃｒを０．２〜１．０％含有してもよいし、または更に質量％で、Ｓｒを０．００５〜０．０５％含有してもよい。
【００１７】
また、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、さらに質量％で、Ｓｎを０．０５％超え０．５％以下含有してもよいし、または更に質量％で、Ｂｉを０．００５〜０．０５％含有してもよい。
【００１８】
さらに、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率が１０％以下であることが望ましい。
【００１９】
また、本発明の鋳造部材は、前記した靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系合金からなる鋳造部材である。
【発明の効果】
【００２０】
本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、鋳放しかつ熱処理をしないでダイカスト法により、高強度と高延性を兼備した靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金となる。また、その合金からなる鋳造部材は、衝撃吸収能や変形能など高い機械的特性を必要とする車両等の車体構成部品に好適な、靭性に優れた鋳造部材となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
次に本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金とそれからなる鋳造部材における組成、組織等の限定理由を説明する。なお、各合金元素の含有量は、特に断りのない限り、以下、質量％で示す。
【００２２】
（１）Ｍｇ：２．５〜５．０％
Ｍｇは、アルミニウム合金のマトリックス中に固溶し強度を向上させるほか、湯流れ性などの鋳造性や、延性に影響を及ぼす。Ｍｇが２．５％未満では鋳放しでの強度、特には耐力の向上の効果が小さく、湯流れ性も悪い。一方、Ｍｇが５．０％を超えると粗大晶出物が晶出するようになり延性、特に伸びを低下させる。したがって、Ｍｇは２．５〜５．０％とする。高い延性と鋳造性とを確保するには、Ｍｇは２．５〜３．５％とすることが好ましい。
【００２３】
（２）Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、アルミニウム合金のマトリックス中に固溶し強度を向上させるほか、塊状のＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物を晶出することで溶湯が金型に焼付くことを防止する効果がある。Ｍｎが０．３％未満ではその効果が小さく、一方、Ｍｎが１．５％を超えるとＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物が塊状ではなく針状に晶出して延性が低下する。したがって、Ｍｎは０．３〜１．５％、好ましくはＭｎは０．５〜１．０％とする。
【００２４】
（３）Ｔｉ：０．１〜０．３％
Ｔｉは、初晶Ａｌの凝固核になって、結晶粒数を増加させて、結晶粒を微細化させる作用がある。結晶粒径の微細化は、合金の強度と延性を向上させる効果があり、さらには溶湯が凝固収縮する際に発生する応力に抗して、鋳造割れを防止する効果がある。Ｔｉが０．１％未満ではこれらの効果が発揮されない。一方、Ｔｉが０．３％を超えると、Ａｌ−Ｔｉ系金属間化合物が晶出してかえって延性が低下する。したがって、Ｔｉは０．１〜０．３％、好ましくは０．１〜０．２％とする。
【００２５】
（４）Ｆｅ：０．５％未満
Ｆｅは、鋳造時の金型への焼付き防止と、晶出物の形成により合金の強度向上に寄与する元素である。また、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金におけるＦｅの含有は、凝固収縮による鋳造割れを抑制する効果もあるといわれている。一方、Ｆｅは粗大なＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を晶出して延性を著しく低下させる不可避的不純物である。本発明の目的である高い延性を有する鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を得るためには、Ｆｅの含有量を規制することが極めて重要である。したがって、本発明においてＦｅの含有量は０．５％未満に規制し、好ましくは０．１％以下に規制する。
【００２６】
（５）Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｓｉは、アルミニウム合金全般において、鋳造性、特に湯流れ性の改善や引け巣の抑制に効果があることが知られている。Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金においては、ＳｉはＭｇとの金属間化合物である硬質なＭｇ2Ｓｉ化合物を晶出して強度、特に耐力の向上に寄与する。しかし、Ｍｇ2Ｓｉ化合物の晶出が過剰になると延性の著しい低下を招く。Ｓｉは、Ｍｇ2Ｓｉ化合物の晶出による延性の低下を招かない範囲で、強度の向上を狙って必要に応じて添加することができる。Ｓｉが少ないと強度向上の効果が十分に発揮されず、一方、Ｓｉが多くなると延性が悪化する。このため、Ｓｉを含有する場合には、０．２〜０．６％とし、好ましくは０．２〜０．４％とする。
【００２７】
（６）Ｃｒ：０．２〜１．０％
Ｃｒは、ＭｇやＭｎと同様、マトリックス中に固溶して、強度を向上させるとともに、合金の耐食性を増大させる元素であり、この効果を狙って必要に応じて添加することができる。Ｃｒが少ないとその効果が十分に発揮されず、一方、Ｃｒが多量に含有すると粗大な金属間化合物を晶出して延性が悪化する。このため、Ｃｒを含有する場合には、０．２〜１．０％とし、好ましくは０．２〜０．５％とする。
【００２８】
（７）Ｓｒ：０．００５〜０．０５％
Ｓｒは、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金においては、共晶Ｓｉが針状や繊維状に成長することを抑制して延性の低下を防止する元素として知られている。本発明においては、Ｓｉを含有した場合に晶出するＭｇ2Ｓｉ化合物はもとより、含有するＭｎやＦｅによって晶出するＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｆｅ系などの金属間化合物を微細化、粒状化することにより延性と強度を向上することを狙って、Ｓｒを付加的に添加することができる。またＳｒには鋳造組織中に生ずる引け巣を分散して低減させる効果もある。Ｓｒが０．００５％未満では上記の効果は期待できず、一方、Ｓｒが０．０５％を超えて多量に含有すると、晶出する化合物の微細化や球状化に寄与しない余剰のＳｒが他の元素と金属間化合物を形成して延性を低下させることがある。したがって、Ｓｒを含有する場合、Ｓｒは０．００５〜０．０５％とし、好ましくは０．００５〜０．０１％とする。
【００２９】
（８）Ｓｎ：０．０５％超え０．５％以下
Ｓｎは、Ａｌと合金化し難く低融点の元素であり、凝固末期まで液相で存在して結晶粒界に偏析し易い。このためＳｎは、塑性加工部材の粗材となるＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金では切削性の改善等の限られた目的で利用することもあるが、通常は塑性加工時に割れや肌荒れを生ずるなど成形加工性の悪化や、耐食性の阻害を招くため忌避される有害元素である。しかし本発明においては逆に、Ｓｎの上記したＡｌと合金化し難く低融点で凝固末期まで液相で存在する特性を利用する。即ち、粒界に残留する溶湯が凝固収縮して生ずる引け巣や、ダイカスト時に巻込だり凝固時に発生するガスによって生ずる気泡に対して、Ｓｎを含有することで凝固末期の残留液相の流動性が向上して溶湯補給が容易となり引け巣や気泡（後述するポロシティ）の発生を抑制できる。特にダイカスト法によれば凝固末期に残留液相に対して圧力を付加できるのでＳｎによる残留液相の流動性の向上効果を有効に利用してポロシティを減少できる。
【００３０】
また一般に多くの金属間化合物は延性を低下させるが、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金にＳｎを含有して形成されるＭｇ−Ｓｎ系の金属間化合物はむしろ延性を向上させる。この理由は明確ではないが、Ｓｎを含有した本発明合金の引張試験後の破断面を詳しく観察した結果、破断面付近のＭｇ−Ｓｎ系化合物が母材である基地組織の変形に追随して変形して引張り方向に沿って延在し、また該化合物の周辺にはボイドが存在しないことが分かった。この観察結果からＭｇ−Ｓｎ系化合物は、基地組織との濡れ性又は密着性が高いこと、或いはＭｇ−Ｓｎ系化合物自体が延性を有することが推察され、これにより他の金属間化合物とは異なって、Ｍｇ−Ｓｎ系化合物は延性の改善に寄与するものと考えられる。このようにＳｎは引け巣や気泡の抑制、延性の向上を目的に添加することができる。上記の効果を得るためにはＳｎは０．０５％を超えて含有する必要があり、一方、０．５％を超えると、かえって延性を低下するとともに強度を下げる。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎは０．０５％を超え０．５％以下、好ましくは０．２〜０．４％とする。
【００３１】
（９）Ｂｉ：０．００５〜０．０５％
Ｂｉは、Ｓｎと同様にＡｌと合金化し難く低融点で凝固末期まで液相として存在することから、Ｂｉを含有することで凝固末期の残留液相の流動性を高めて溶湯補給を容易にして引け巣や気泡の発生を抑制できる。Ｂｉが少ないとその効果は期待できず、一方、Ｂｉが多量に含有するとＢｉ単体又はＭｇ、Ｓｉ、Ｓｒとの化合物として晶出して延性を低下する。このため、Ｂｉを含有する場合には、０．００５〜０．０５％とし、好ましくは０．００５〜０．０１％とする。
【００３２】
（１０）肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率が１０％以下
本発明では、鋳造組織中に残留する微細な鋳造欠陥である、ミクロシュリンケージなどの引け巣や微小のガス気泡などの気孔を総称して、「ポロシティ」という。鍛造、展伸鍛錬、圧延、押出しまたは打ち抜き加工等によって得られる塑性加工部材の粗材となる鋳造直後の鋳塊やスラブでは、ポロシティは皆無の状態と推察される。しかし、鋳放しままの鋳造組織からなる鋳造部材では、ポロシティの発生、残留は避け難く、ポロシティが部材の強度や延性など機械的特性の全般に亘り悪影響を及ぼす。
【００３３】
鋳造部材においても、ポロシティは、実質的に無いこと（ポロシティ面積率で約０％）が当然望ましく、しかもその形態は、鋳物の全部位で、断面の表面から内部の全域に亘って実質的に無いことが望ましい。しかし、実体の鋳物、とりわけ鋳造性に劣るＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金からなる鋳物では、ある程度のポロシティの発生、残留は避けられない。したがって、本発明では、どの程度までポロシティ量を減らせば、またその発生、残留状態をいかなる形態にすれば、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金が本来備えている高い延性を損なうことなく、むしろ延性を更に向上することができるか検討した。
【００３４】
その結果、特定の肉厚部位の断面において、鋳物の表面（鋳肌）から特定の深さの領域で、ポロシティが特定量以下であれば、鋳物の断面の全域でポロシティが実質的に無い状態とほぼ同等の高い強度と延性を示すことを見出した。即ち、本発明で規定する組成からなる鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率が１０％以下であれば、より延性が向上して好ましい。なお、ポロシティ面積率が１０％以下の領域を、便宜上、以下「健全域」という。
【００３５】
本発明で規定する組成からなる鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、ポロシティが実質的に無い状態で、延性として２５％以上の伸びを示す。上記したように、特定の肉厚部位において、特定の深さまで、ポロシティが特定量以下という条件を満足すれば、ポロシティが実質的に無い状態と同等の伸び２５％以上を確保することができる。
【００３６】
ところで、車体構成部品、特に衝撃吸収能や変形能を必要とする車体構成部品において必要な機能は、車両の事故等によって衝撃が加わっても、破断せずに変形して、被害の拡大を避けることにある。延性が低い合金からなる部品は、衝撃エネルギーが加わった際に、すぐに破断してしまい、破断後は衝撃エネルギーを吸収することができない。一方、延性が高い合金からなる部品は、衝撃エネルギーが加わった際に、破断せずに変形し、衝撃エネルギーを変形エネルギーとして吸収する。そのため、衝撃吸収能や変形能を必要とする車体構成部品には、延性が高い合金を使用することが望まれる。
【００３７】
破断は、変形に伴って生じた鋳物の表面（鋳肌）のき裂に起因して発生し、これが一方の表面から内部更に他方の表面へと伝播、進展して生ずる。き裂は鋳肌面及びその直下のポロシティを起点に発生することが殆どであり、その領域でのポロシティが少なければ、変形に伴うき裂の発生機会を減らしたり、その発生時期を遅らせることができる。き裂は、それが発生すると、鋳造部材の強度や延性など機械的特性を著しく低下させるため、き裂の発生傾向（発生機会の低減や発生時期の遅延）を低減することは、鋳造部材に要求される機能を確保する上で重要である。
【００３８】
このように、鋳造部材におけるき裂の発生傾向を低減して強度と延性の改善を図るためには、ポロシティの量と形態とは、肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において、表面から内部にむかって深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率が１０％以下とすることが望ましい。なお前記ポロシティ面積率は５％以下であればき裂の発生傾向を一層低減してより好ましい。
【００３９】
ここで、「肉厚７ｍｍ以下の部位の断面において」としたのは、以下の理由による。即ち、車体構成部品となる鋳造部材は、肉厚数ｍｍの薄肉部位と、例えば、ボス部など肉厚数十ｍｍの厚肉部位とが混在して複雑形状の部材が一体に形成されている。これらの部位のうち、高機能や薄肉化の要求から、特に強度や延性が求められる部位、また例えば衝撃吸収能や変形能といった破断無く変形する機能を求められる部位は、専ら薄肉部位であり、一般的にその肉厚は７ｍｍ程度以下である。したがって、本発明でポロシティ量と状態について特定する部位は、強度と延性とが求められる部位、また破断無く変形を必要とされる部位として、肉厚７ｍｍ以下の部位とする。車体構成部品となる鋳造部材の薄肉部位は、現在一般に２〜５ｍｍで設計されている。
【００４０】
なお、鋳造部材が変形する場合、本発明で特定する健全域以外、例えば、最終凝固部となる断面中央部に生ずる面積率で１０％を超えるポロシティは、き裂の伝播、進展には作用するものの、き裂の発生傾向を増大させることはない。また、本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、材料自体が高い延性を有するので、き裂は伝播、進展しにくい。
【００４１】
本発明でのポロシティ面積率は、肉厚７ｍｍ以下の部位から採取した試料（試験片）を観察対象として、これを平面部に対して略垂直に切断した後、その断面を鏡面研磨し、光学金属顕微鏡（５０倍）を用いて無腐食で観察し、表面から深さ０．５ｍｍまでの領域の視野内で黒色に識別できるものをポロシティと見なして、画像処理装置などでポロシティの合計面積を求め、視野面積に占めるポロシティの合計面積の割合（％）を計測、算出したものをポロシティ面積率とした。
【００４２】
なお、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、鋳造組織中の平均結晶粒径は４０μｍ以下であることが好ましい。結晶粒径を平均で４０μｍ以下に微細化させることで、強度と延性がより改善され、またポロシティも低減されるので、特に耐力の向上を図ることができる。
【００４３】
本発明での平均結晶粒径は、肉厚７ｍｍ以下の部位から採取した試料（試験片）を観察対象として、これを平面部に対して略垂直に切断した後、その断面を鏡面研磨し、３．２質量％のテトラフルオウホウ酸水溶液中にて、直流電圧１５〜２０Ｖかつ電流密度０．１５〜０．２０Ａ/ｃｍで３０〜６０秒間電解腐食して結晶粒を可視化した後、偏光金属顕微鏡（４００倍）を用いて観察し、日本軽金属学会の提唱する交線法（「アルミニウムのデンドライトアームスペーシングと冷却速度の測定法」、研究委員会、軽金属学会、１９８８年８月、研究部会報告書Ｎｏ．２０に開示される方法）を用いて、結晶粒径を計測、算出したものを平均結晶粒径とした。
【００４４】
以上説明したように、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、高い強度と延性とを有し、両方の高い機械的特性の相乗効果によって優れた靭性を有することができる。車両等の車体構成部品、特に衝撃吸収能や変形能を必要とする車体構成部品のなかには、強度と延性とが求められる部位、また破断無く変形を必要とされる部位において、局部的には、例えば、強度として耐力１００ＭＰａ以上、延性として伸び２５％以上の機械的特性を必要とするものがある。詳細は後述するが、本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、耐力１００ＭＰａ以上、伸び２５％以上の特性を有して、靭性に優れることから、車両等の車体構成部品に使用される鋳造部材の材料として好適である。
【００４５】
本発明の鋳造部材は、上述した本発明の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を用いて鋳造形成することによって得られるものであり、上述した本発明の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金と同等の組成、組織及び機械的特性を有する。これにより高い強度と延性を有し、靭性に優れた鋳造部材となる。
【００４６】
鋳造部材は、鋳放しかつ熱処理をしないで製造できるので、塑性加工部材に比較して、複雑形状の部材を少ない製造工程数や製造コストで得ることができる。本発明の鋳造部材の形成にはダイカスト法を適用することが好ましい。ダイカスト法によれば、溶湯を高速高圧で金型に鋳込むので、寸法精度が良く鋳肌が美麗で、湯流れ性に優れるので薄肉部位にも溶湯を確実に充填できて、製造歩留の向上が期待できるとともに、生産サイクルを短縮できるので生産性向上に有利である。くわえて、ダイカスト法では、急冷凝固により、ポロシティが少なく、結晶粒が微細で緻密な鋳造組織が得られ、また鋳物表面に圧縮応力が作用する効果なども得られることから、強度や延性が増加して靭性がより向上するなど機械的特性の点でも有利である。
【００４７】
本発明の鋳造部材は、高強度と高延性を兼備し、靭性に優れるので、車体構成部品に使用して、車両等の高性能化や軽量化のための薄肉化に貢献することが期待される。さらに、ポロシティの量と形態を抑制しているのでき裂の起点を生じにくく、また材料自体の延性が高いのでき裂が伝播しにくく、変形を加えても破断に至り難い。このことは、破断無く大きく変形する機能を有していることを意味するので、特に衝撃吸収能や変形能など高い機械的特性を必要とする車両等の車体構成部品に好適である。
【００４８】
本発明の靭性に優れた鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金及びそれからなる鋳造部材を製造する方法としては、例えば以下のような手段によって製造することができる。先ず、溶製工程において、原材料を溶解して、上述した本発明のＡｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金の各元素を規定量含有する組成からなる溶湯を得る。次に、鋳造工程において、得られた合金溶湯を所望形状を成型した鋳型（キャビティ）に注入し、溶湯が鋳型内で凝固した後、鋳型を開き形成された成形体を取り出す。次いで、仕上げ工程において、得られた成形体のバリ取りを行った後、必要に応じて研磨、研削、表面処理等の後処理を施して得られる。
【００４９】
上述の製造工程のうち、鋳造工程における鋳造手段としては、砂型鋳造及び金型鋳造を採用でき、金型鋳造としては重力鋳造法、低圧鋳造法、及び高圧鋳造法の各種鋳造法を用いることができる。このうち金型高圧鋳造法の１つであるダイカスト法によれば、上述したとおり、製品歩留、生産性、コストの点はもとより、強度や延性など機械的特性の点で有利である。ダイカスト法としては、より好ましくは真空ダイカスト法を用いれば、普通のダイカスト法の欠点である空気やガスの巻込みによるポロシティの発生を抑制でき、また溶湯の流れをスムーズにして湯境など湯廻り欠陥の低減にも効果があるのでより有効である。
【００５０】
また、鋳造工程での、例えば溶湯の鋳造（射出）温度、鋳造（射出）速度、鋳造（射出）圧力、及び鋳造後の冷却パターン等、各種の鋳造条件は、合金及び鋳造部材のサイズや形状、溶湯組成や鋳造装置等により適宜選択することができる。
【００５１】
なお、鋳造工程では、ポロシティを減少させるために、金型キャビティ内の空気やガス、或いは溶湯中のガスなど、直接的に気体含有量を低減させることが有効である。ポロシティを減少させるためには、さらに鋳造する際の、溶湯の鋳造温度の低下、射出速度や射出圧力の増加、など各種手段を施すことが好ましい。これにより、鋳造時に組織中に残留する微細な鋳造欠陥であるポロシティ（ミクロシュリンケージなどの引け巣や微小のガス気泡など）の微小化が期待できる。
【実施例】
【００５２】
次に、本発明を以下の実施例によりさら詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものではない。
【００５３】
表１及び２に本発明に関連して検討した合金の組成を示す。表１及び２に示すほかは残部実質的にＡｌ及び不可避的不純物からなる化学組成（質量％）を有する鋳物用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金を溶製して、ダイカスト法で鋳造して供試材を作製した。表１は本発明の組成の範囲内の実施例となる合金を示し、表２は本発明の組成の範囲外の比較例となる合金を示す。
【００５４】
【表１】
2009108409.tif 000002
【００５５】
【表２】
2009108409.tif 000003
【００５６】
実施例及び比較例の合金の溶製、鋳造方法について、以下に説明する。溶製は、黒鉛製の坩堝に、原材料として工業用の純Ｍｇ、純Ａｌ、必要に応じて純Ｓｉ、及び必要な元素を主成分とする母合を秤量して装入し、大気雰囲気において７６０〜７８０℃に加熱して溶解し、得られた溶湯の介在物除去と水素除去を目的として、アルゴンガスバブリングによる脱ガス処理を行った。その後、型締め力３５０トン、プランジャチップ直径６０ｍｍのダイカスト鋳造機を使って、幅２５ｍｍ、長さ８０ｍｍ、高さ２０ｍｍ、肉厚３ｍｍの断面が略コの字形状のキャビティを有する金型を鋳型として、この鋳型を金型温度１００〜４００℃として、上述の各合金組成を有する溶湯を、鋳造条件として、給湯温度７００〜７６０℃、プランジャーの射出速度２〜３ｍ／ｓでこの鋳型に充填して鋳造した。その後、そのまま凝固、自然空冷させて金型から取り出し供試材の素材となる鋳物を得た。
【００５７】
得られた鋳物（鋳放しままの熱処理しない状態）から、平面部に鋳放しの鋳肌面を含み、評価部の断面が幅４ｍｍ×肉厚３ｍｍの平板状の引張試験片を製作して供試材とした。この供試材を用いて、ＪＩＳ−Ｚ２２４１にしたがって、常温での引張試験を実施して、０．２％耐力及び伸びを測定した。また、引張試験において破断した供試材の破断近傍部について、組織中のポロシティを観察し、前述した計測方法によって表面から深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率を計測した。表３及び４に、夫々実施例及び比較例の合金のポロシティ面積率の計測結果と、引張試験結果（０．２％耐力、伸び）を示す。
【００５８】
【表３】
2009108409.tif 000004
【００５９】
【表４】
2009108409.tif 000005
【００６０】
表１乃至表４から、耐力については、本発明の実施例１〜４３の合金は、何れも耐力が１００ＭＰａ以上となっていた。このうちＳｉ、Ｃｒ又はＳｒを本発明の組成の範囲内で含有した実施例の合金は、耐力が１２０ＭＰａ以上と高かった。一方、Ｍｇの含有量が２．５％未満の比較例１、Ｍｎが０．３％未満の比較例３、Ｓｎが０．５％を超えた比較例１０、及びＢｉが０．０５％を超えた比較例１１の合金は、耐力が１００ＭＰａに達していない。耐力が１００ＭＰａ未満では車体構成部品の素材として必要とされる強度を確保できない。
【００６１】
伸びについては、本発明の実施例１〜４３のうち実施例１１、１６、１９、２２及び３６を除いて、何れも伸びが２５％以上となっていた。しかし、比較例２〜１１の合金は、何れも伸びが２５％未満で、特に、比較例２、４〜７、１０及び１１の合金の伸びは２０％未満で低かった。伸びが２０％未満となっては衝撃吸収能や変形能を要求される車体構成部品の素材に必要な十分な延性を確保できない。
【００６２】
なお、比較例の合金は、耐力及び伸びの両方の機械的特性を満足しないか、或いは耐力又は伸びの何れか一方の機械的特性は高いものの、他方の機械的特性が低く、耐力と伸びとの両方の特性を満足しない。このため車体構成部品に要求される高強度と高延性とを兼備していない。
【００６３】
表面から深さ０．５ｍｍまでの領域のポロシティ面積率は、本発明の実施例１〜４３のうち実施例７及び１１を除いて、何れも１０％以下となっていた。このうちＳｎ又はＢｉを本発明の組成の範囲内で含有した実施例２７〜４３においてはポロシティ面積率が６％以下で安定して低減されていることが分かる。
【００６４】
以上の結果より、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金において、高強度と高延性を兼備した優れた靭性を得るためには、延性を阻害するＦｅの含有量を規制するとともに、Ｍｇ、Ｍｎ、及びＴｉの含有量を最適化すればよいことが確認できた。また、Ｓｉ、Ｃｒ及びＳｒを更に適量添加することで強度をより向上できることが分った。また、Ｓｎ及びＢｉを更に適量添加することでポロシティ量を低減でき、また、鋳造組織中のポロシティの量と形態を特定の範囲にすることで、延性をより向上できることが確認された。
【００６５】
このように本発明の鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、鋳放しかつ熱処理をしなくとも、高強度と高延性とを兼備しているので、車両等の高性能化や軽量化のニーズに応えて、衝撃吸収能や変形能など、より高い機械的特性を必要とする車体構成部品に好適な、靭性に優れた鋳造部材を得ることができる。