JP4238180B2 - 高靱性Ａｌ合金鋳物及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高靱性Ａｌ合金鋳物及びその製造方法に係り、特に、種々の機械的特性に優れたＡｌ合金鋳物の製造技術に関する。

Ａｌ合金鋳物は、車体、サスペンション部材、サブフレーム部材、各種継手部材、及びアルミホイール等のシャーシ構成部品等に使用して好適であり、このような合金については種々の技術が開示されている。

このようなＡｌ合金鋳物としては、伸び、衝撃値、引張強さ、耐力、及び耐食性を向上させることを目的として、質量比で、Ｓｉ：１．６５〜４．０％、Ｍｇ：０．２〜０．４％、Ｆｅ：０．２％以下であり、残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物の組成からなり、Ａｌ基地中の共晶Ｓｉの面積率が１５％以下、伸びが１５％以上、且つ衝撃値が３０〜４０×１０^４Ｊ／ｍ^２以上である高靱性Ａｌ鋳物が提案されている（特許文献１参照）。この高靱性Ａｌ鋳物は、Ｓｉ含有量を低く抑えた組成で、鋳造後、共晶温度近傍の高温に急冷する高温溶体化処理を行い、しかる後に時効処理を適切に施すことで、優れた伸び及び衝撃値を実現することができる。また、このＡｌ鋳物は、同様に、高温溶体化処理を行い、しかる後に長時間時効処理を行うことで、優れた引張強さ、耐力、及び耐食性を実現することができる。このような技術によれば、部品の薄肉化に伴う軽量化を図ることでき、しかも低圧鋳造又は重力鋳造を適用することができるため、生産性を向上させることができる。

また、優れた靱性を実現するとともに、金型への焼き付きの発生を防止することを目的として、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．２％≦Ｆｅ≦０．５％、０．１％≦Ｔｉ≦０．３％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、金属組織におけるα相の粒径ｄが５０μｍ以下である高靱性Ａｌ合金鋳物が提案されている（特許文献２参照）。この技術では、高靱性Ａｌ鋳物の組成を上記特許文献１と同等の組成とした上で、Ｆｅの含有量を画期的な０．２質量％を超えるものとすることにより、優れた靱性と金型への焼き付き防止とを共に実現することができる。なお、特許文献２に記載の高靱性Ａｌ合金鋳物は、上記組成のＡｌ合金溶湯を加圧下で金型のキャビティに充填し、次いで溶湯の凝固が完了するまで冷却速度を５℃／Ｓに制御して得られるものであり、靱性等の物性は、特許文献１に記載の鋳物と同等であるが、生産性がさらに改善されている。

特開平９−２７２９４２号公報（要約書） 特願２００３−４２０４０５号

しかしながら、上記特許文献１、２に記載された技術では、得られる鋳物の機械的諸性質のうち、特に伸びや衝撃強度等の靱性について、十分な値が得られているとは言い難い。例えば、特許文献１の請求項４に記載の鋳物では、引張強さが２４０ＭＰａ以上であり、しかも０．２％耐力が１４０ＭＰａ以上であるが、衝撃値が１９×１０^４と低い。よって、近年においては、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られるＡｌ合金鋳物の技術開発が要請されていた。

本発明は、上記要請に鑑みてなされたものであり、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られる高靱性Ａｌ合金鋳物及びその製造方法を提供することを目的としている。

本発明者らは、上記のように、抗張力、０．２％耐力及び伸びが、バランス良く高いレベルで得られる、高靱性Ａｌ合金鋳物について、鋭意、研究を重ねた。その結果、上記特許文献２に示すように合金成分中のＦｅ及びＴｉ含有量を限定する代わりに、Ｚｒ含有量を限定することで、上記課題を解決することができるとの知見を得た。本発明は、このような知見に鑑みてなされたものである。

即ち、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上であることを特徴としている。なお、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物には、Ｓｒ、Ｎａ等の共晶Ｓｉ微細化剤を含有させることができる。

また、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、上記組成の合金を鋳造し、５００〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６０〜１８５℃の温度で時効処理を施すことを特徴としている。

本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物によれば、合金中のＺｒ含有量の適正化を図ることにより、Ａｌ合金鋳物の、優れた抗張力、０．２％耐力及び伸びをバランス良く高いレベルで実現することができる。

以下に、本発明の好適な実施形態を説明する。
本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物は、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である。このような合金中の各元素の含有理由、及びその含有量限定理由は、以下のとおりである。

Ｓｉは、溶湯の流動性を良好にし、またＡｌ合金鋳物の機械的特性を向上させる効果を有する。但し、Ｓｉ含有量が２質量％未満の場合には、溶湯の流動性が悪化するため、Ａｌ合金鋳物において鋳造欠陥の発生が著しく増大する。一方、Ｓｉ含有量が４質量％を超える場合には、α−Ａｌ相の結晶粒界に分布するＳｉ結晶の量が増大するため、Ａｌ合金鋳物の靱性が低下する。従って、Ｓｉの含有量は、２〜４質量％とした。

Ｍｇは、Ｔ６処理によりＭｇ_２Ｓｉを微細に分散析出させてＡｌ合金鋳物の強度を向上させる効果を有する。但し、Ｍｇ含有量が０．２質量％未満の場合には、上記効果が不十分である。一方、Ｍｇ含有量が０．５質量％を超える場合には、Ｍｇ_２Ｓｉの析出量が過多となるため、Ａｌ合金鋳物の靱性が低下する。従って、Ｍｇの含有量は、０．２〜０．５質量％とした。

Ｃｕは、Ａｌへの高い固溶限に基づいてＡｌ合金鋳物の金属組織を固溶強化し、また、Ｔ６処理による分散析出により上記金属組織を分散強化する効果を有する。但し、Ｃｕ含有量が０．４質量％未満の場合には、Ａｌ合金鋳物における強度向上効果が十分でない。一方、Ｃｕ含有量が０．８質量％を超える場合には、Ａｌ合金鋳物の耐応力腐食割れ性が低下するのみならず、耐食性も悪化する。従って、Ｃｕ含有量は、０．４〜０．８質量％とした。

Ｚｒは、結晶粒を微細化する効果を有する。但し、Ｚｒの含有量が０．１質量％未満の場合には、上記効果が不十分である。一方、Ｚｒの含有量が０．４質量％を超える場合には、ＺｒＡｌ系高温晶出物であるＡｌ_３Ｚｒが粗大に成長するため、溶湯の流動性が悪化して鋳造欠陥が生じ易くなる。従って、Ｚｒの含有量は、０．１〜０．４質量％とした。

次に、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法についての、各限定理由を詳細に説明する。
即ち、上記高靱性Ａｌ合金鋳物を製造する場合には、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、上記組成の合金を鋳造し、５００〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６０〜１８５℃の温度で時効処理を施す。

各合金元素の含有理由、及びその含有量限定理由は、上記したとおりである。鋳造法としては、例えば、金型重力鋳造法や一般的なダイカスト法を適用することができ、鋳造温度は７２０〜７３０℃、金型温度は金型重力鋳造法では２５０〜３００℃、ダイカスト法では１５０〜２５０℃が好ましい。

また、上記高温熱処理（溶体化処理）温度が５００℃未満では、強化相と核サイト原子との均質化が十分進まない一方、５４０℃を超える場合には、部分的なバーニングが発生し、粒界強度が著しく低下するので好ましくない。従って、熱処理温度は５００〜５４０℃とした。なお、この高温熱処理時間は、製品の寸法によるが、概して４〜１０時間で十分な均質化が実現される。

さらに、時効処理温度が１６０℃未満では、強化相の析出が十分に得られないばかりでなく、処理時間が増大するため、不経済的である一方、１８５℃を超える場合には、析出時の強化相が成長し過ぎて、Ｚｒによって微細化核サイトを形成した効果がなくなるため好ましくない。従って、時効処理温度は１６０〜１８５℃とした。なお、時効処理時間は、概して５〜１４時間が好ましい。

以下、本発明を実施例により、さらに詳細に説明する。
表１に示す各組成の合金に、表１，２に示す熱処理を施して、比較例１〜９及び発明例１〜１０のＡｌ合金鋳物をそれぞれ得た。なお、各比較例のＡｌ合金鋳物は、上記特許文献２に示す成分組成を適用したものであり、各発明例のＡｌ合金鋳物は、本発明の成分組成を適用したものである。また、各比較例及び発明例の鋳物中のＦｅ含有量は０．２質量％未満である。比較例１〜９及び発明例１〜１０の各Ａｌ合金鋳物についての、抗張力、０．２％耐力及び伸びを測定した結果を表１に併記するとともに、図１，２に示す。

図１は、比較例１〜９及び発明例１〜１０の各Ａｌ合金鋳物についての、伸びと０．２％耐力との関係を示すグラフであり、図２は、同様に、伸びと抗張力との関係を示すグラフである。これらの結果から、発明例は全て、各比較例よりも、抗張力、０．２％耐力及び伸びの全てがバランス良く高いレベルで得られていることが判る。以上より、本発明のＡｌ合金鋳物の組成、及びＡｌ合金鋳物の製造方法における熱処理の限定根拠の有効性が実証された。

次に、本発明の合金組成及び上記特許文献２の合金組成において、晶出するＡｌ_３Ｔｉ及びＡｌ_３Ｚｒの、溶湯の流動性への影響を比較検討する。Ａｌ−３Ｓｉ−０．４Ｍｇ−０．６Ｃｕの組成中に、下記の表３に示すように、Ｔｉ又はＺｒを含有させて、Ａｌ_３ＴｉとＡｌ_３Ｚｒとの各晶出温度を測定した。その結果を表３に併記するとともに、図３に示す。

さらに、Ａｌ−３Ｓｉ−０．４Ｍｇ−０．６Ｃｕの組成中に、Ｔｉを０．１５質量％含有させたＡｌ合金鋳物と、Ｚｒを０．２質量％含有させたＡｌ合金鋳物とについて、溶湯温度７１５℃及び７３０℃でのＭＩＴ式流動長を測定した。なお、本測定は各５回行い、その平均値を算出した。その結果を図４に示す。

図３及び図４から明らかなように、含有元素としてＺｒを用いた場合には、Ｔｉを用いた場合よりも晶出温度が低く、これにより、流動性が向上するので、鋳造性及び鋳造品の品質が向上する。また、低Ｓｉ合金にＺｒを含有させると、粒界のまだらなＳｉ共晶の間にＺｒ化合物が微細析出するため、強度及び靱性が向上する。このような作用は、従来技術としてＴｉを含有させた鋳物では実現されない。また、この作用は、ＴｉとＺｒとが同じ微細化効果を生じさせる元素であっても、ＴｉとＡｌとの原子半径の差が小さく、ＺｒとＡｌとの原子半径の差が大きいことに起因する。以上より、鋳造性及び鋳造品の品質、並びに鋳造品の靱性を向上させるためには、Ａｌ合金中にＴｉを含有させるよりも、Ｚｒを含有させる方が有効であることが実証された。

さらに、Ａｌ−３Ｓｉ−０．４Ｍｇ−０．６Ｃｕの組成中に、Ｔｉを０〜０．３質量％含有させたものと、Ｚｒを０〜０．５質量％含有させたものとについて、抗張力、０．２％耐力及び伸びを測定した。その結果を図５，６に示す。

図５，６によれば、抗張力、０．２％耐力及び伸びの向上には、Ｚｒの含有量は０．１質量％以上が好ましいことが判る。また、Ｚｒの含有量が０．４質量％を超えると、実用鋳造温度域で化合物（Ａｌ_３Ｚｒ）が生成されるため、この化合物が坩堝内で沈殿し、溶湯の流動性を悪化させ鋳造欠陥が生じ易くなる。また、図５，６から明らかなように、Ｚｒの含有量が０．３質量％を超えれば、各機械的性質はほぼ飽和状態に達し、０．４質量％を超えても、各性質は向上しない。以上により、本発明のＺｒ含有量（０．１％≦Ｚｒ≦０．４％）の限定根拠の有効性が実証された。

最後に、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物の構成元素である、Ｓｉ、Ｍｇ、及びＣｕについての好適範囲を実証する。
表４に示す各組成の合金を鋳造し、５２５℃で４時間の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１７５℃で５時間の時効処理を施して各比較例１０〜１９、及び発明例１１〜１８のＡｌ合金鋳物をそれぞれ得た。これらの各Ａｌ合金鋳物について、抗張力、０．２％耐力及び伸びを測定し、さらに応力腐食割れについて調査した。これらの結果を表４に併記するとともに、図７〜９に示す。なお、応力腐食割れの調査については、Ｃリングをクロム酸へ浸漬することにより行い、応力は耐力の９０％とした。

表４及び図７〜９から明らかなように、質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％の範囲（本発明の範囲）である、発明例１１〜１８では、抗張力、０．２％耐力及び伸びについて、バランス良く高い値が得られた。これに対し、本発明の範囲外である、比較例１１〜１９では、抗張力、０．２％耐力及び伸びの少なくとも一方について好適な結果が得られていない。以上により、本発明のＳｉ，Ｍｇ，Ｃｕ含有量の限定根拠の有効性が実証された。

以上説明したように、本発明の高靱性Ａｌ合金鋳物では、特に、Ｚｒの含有量の適正化を図ることにより、高靱性Ａｌ合金鋳物の、優れた抗張力、０．２％耐力及び伸びをバランス良く高いレベルで実現することができる。従って、本発明は、今後益々高度な機械的諸性質が要求されることが予想される、車体、サスペンション部材等に適用することができる点で、有用である。

比較例１〜９及び発明例１〜１０についての、伸びと０．２％耐力との関係を示すグラフである。 比較例１〜９及び発明例１〜１０についての、伸びと抗張力との関係を示すグラフである。 Ａｌ_３Ｔｉ及びＡｌ_３Ｚｒの晶出温度とＴｉ又はＺｒ含有量との関係を示すグラフである。 ＭＩＴ式流動長と溶湯温度との関係を示すグラフである。 Ａｌ−３Ｓｉ−０．４Ｍｇ−０．６Ｃｕの組成中に、Ｔｉを０〜０．３質量％含有させたＡｌ合金鋳物と、Ｚｒを０〜０．５質量％含有させたＡｌ合金鋳物とについての、抗張力及び０．２％耐力と、Ｔｉ又はＺｒ含有量との関係を示すグラフである。 Ａｌ−３Ｓｉ−０．４Ｍｇ−０．６Ｃｕの組成中に、Ｔｉを０〜０．３質量％含有させたＡｌ合金鋳物と、Ｚｒを０〜０．５質量％含有させたＡｌ合金鋳物とについての、伸びとＴｉ又はＺｒ含有量との関係を示すグラフである。 抗張力及び伸びとＳｉ含有量との関係を示すグラフである。 抗張力及び伸びとＭｇ含有量との関係を示すグラフである。 抗張力及び伸びとＣｕ含有量との関係を示すグラフである。

Claims (2)

1. 質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上であることを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物。
2. 質量比で、２％≦Ｓｉ≦４％、０．２％≦Ｍｇ≦０．５％、０．４％≦Ｃｕ≦０．８％、０．１％≦Ｚｒ≦０．４％、及び不可避的不純物を含み、残部がＡｌであり、抗張力が２８０ＭＰａ以上、０．２％耐力が２２０ＭＰａ以上、且つ伸びが１０％以上である高靱性Ａｌ合金鋳物を製造するにあたり、前記組成の合金を鋳造し、５００〜５４０℃の高温熱処理を施した後、急冷処理を施し、次いで１６０〜１８５℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする高靱性Ａｌ合金鋳物の製造方法。

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