CN102365379A - 屈服强度优异的铸造用Al-Mg-Si系铝合金及包含它的铸造构件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铸造用Al-Mg-Si系铝合金，其以质量比计，含有4～6％的Mg、3.1～4.5％的Si、0.5～1％的Mn、0.1～0.3％的Cr、以及0.1～0.4％的Cu，余部包含Al及不可避免的杂质。

Description

屈服强度优异的铸造用Al-Mg-Si系铝合金及包含它的铸造构件

技术领域

本发明涉及屈服强度优异的铸造用Al-Mg-Si系铝合金、以及包含它的铸造构件。

背景技术

在轻型化、复杂形状的加工容易性、降低制造成本等方面有利的铝合金的铸造构件被广泛用于各种部件中。尤其是就汽车等来说要求节能和改善油耗，因而对于构成它的铝合金铸造构件也希望进一步轻型化及高品质化。一般来说为了满足对车辆等的构成部件所要求的机械的性质，铸造用铝合金需要约200MPa以上的屈服强度及约3％以上的伸长率，尤其是构成汽车的车体的部件等，应当具有即使薄壁化也难以塑性变形的强度，需要约220MPa以上的屈服强度。

已知对于铝合金等金属材料的屈服强度来说，晶粒越小则越是提高。对晶粒尺寸造成影响的因子之一是凝固速度，如果提高凝固速度，则晶粒变小，屈服强度提高。为了出于提高屈服强度的目的而增大凝固速度，可以考虑采用将铸造构件薄壁化并且利用低压铸造法或重力铸造法来高速地成形的压力铸造法。但是，由于铸造品的形状及尺寸的不均一化或铸造缺陷的产生等，仅靠凝固速度的增加在实现屈服强度的提高方面是有极限的。

作为铸造用铝合金，有JIS ADC12或AC4B等亚共晶Al-Si系铝合金。但是，ADC12合金虽然铸造性优异，然而未加工铸件状态下的屈服强度很低，约为150MPa。另外，AC4B合金为了确保约200MPa的屈服强度，需要在铸造后实施热处理。然而，如果进行热处理，则会因工序数或耗能的增加而使制造成本上升，另外在薄壁且复杂或大型的铸件的情况下，容易产生变形或应变，为了将其矫正就会有成本进一步上升的问题。

还已知有即使不进行热处理也具有高屈服强度的JIS ACD14之类的过共晶Al-Si系合金。该合金在未加工铸件时具有250MPa左右的屈服强度，然而由于高Si含量，因此容易结晶出使延展性降低的又硬又脆的Si粒子，伸长率非常低，约为小于1％，可以使用的铸造构件受到限制。如果伸长率约为小于1％，则延展性不足，即使是由落下造成的冲击，也有可能在铸造构件中产生龟裂或裂纹。

根据对于铸造用铝合金的高品质化的要求，最近作为与Al-Si系铝合金不同的铝合金，开始使用JIS ADC5、ADC6以及AC7A等Al-Mg系的铝合金。这些铝合金即使不进行热处理也会显示出优异的延展性，然而强度不足，例如ADC5合金的屈服强度只不过为约190MPa。另外，Al-Mg系铝合金与Al-Si系铝合金相比流动性差，容易产生流动性缺陷，另外凝固收缩量大，容易产生铸件内部的缩孔或铸件表面的铸造裂纹(凝固裂纹)，如此等等，铸造性差。换言之，Al-Mg系铝合金不具有与用于弥补铸造性的成本增加相抵的屈服强度。

作为改善Al-Mg系铝合金的铸造性的尝试，日本特开平5-163546号提出如下的压铸用铝合金，其含有3.5～8.5重量％的Mg、1.5～4.0重量％的Si、0.3～1.0重量％的Fe及0.2～0.6重量％的Mn，余部包含Al及不可避免的杂质。Mg及Si协同地有助于强度及铸造性，防止铸造裂纹。日本特开平5-163546号记载，该铝合金也可以作为杂质含有Cr、Cu、Ti、Zr及Zn。

但是，在日本特开平5-163546号中虽然有铸造裂纹率、热膨胀系数及拉伸强度的记载，然而没有涉及屈服强度及伸长率的记载。如果以作为代表性的机械的性质的拉伸强度为参考进行推定，则预计日本特开平5-163546号的Al-Mg系铝合金的屈服强度为180MPa左右，不够充分。如此所述，以往的铸造用Al-Si系或Al-Mg系的铝合金在未加工铸件时不具有足够的伸长率及屈服强度。

发明内容

所以，本发明的目的在于，提供即使在未加工铸件状态下也具有足够的伸长率及高屈服强度、能够应对车辆等的轻型化的铸造用Al-Mg-Si系铝合金、以及包含该铝合金的铸造构件。

鉴于上述目的，对具有各种组成的Al-Mg-Si系铝合金的压力铸造品的未加工铸件状态下的机械的性质进行了研究，其结果是，本发明人等发现，如果将Mg、Si及Mn的含量最佳化，并且添加适量的Cr及Cu，就会在合金组织中共存Cr及Cu，提高Al-Mg-Si系铝合金的屈服强度及伸长率，从而形成了本发明。

即，具有优异的屈服强度的本发明的铸造用Al-Mg-Si系铝合金的特征在于，以质量比计，含有4～6％的Mg、3.1～4.5％的Si、0.5～1％的Mn、0.1～0.3％的Cr、以及0.1～0.4％的Cu，余量为Al及不可避免的杂质。

本发明的铸造用Al-Mg-Si系铝合金也可以还含有0.05～0.3质量％的Ti。

本发明的铸造构件由上述Al-Mg-Si系铝合金构成。

本发明的铸造用Al-Mg-Si系铝合金由于即使在未加工铸件状态下也具有足够的伸长率及高屈服强度，因此包含它的铸造构件具有即使薄壁化也不会塑性变形的强度，可以应对轻型化。而且，本发明的铸造构件不需要热处理，因此可以低成本地制造。

具体实施方式

[1]铸造用Al-Mg-Si系铝合金

以下对本发明的Al-Mg-Si系铝合金进行详细说明。各合金元素的含量只要没有特别指出，就以质量％表示。

(1)Mg：4～6％

Mg固溶于Al-Mg-Si系铝合金的基体中而使屈服强度提高。另外与Si形成Mg₂Si，特别是在Mg与Si的重量比为0.92＜Mg/Si＜1.93的组成时就会在晶界结晶出共晶Mg₂Si，抑制铸造裂纹。如果Mg含量小于4.0％，则屈服强度的提高效果不足，如果超过6.0％，则与Si含量的平衡恶化，铸造裂纹的抑制效果降低。所以，Mg含量为4～6％，优选为4.5～6％，更优选为5～6％。

(2)Si：3.1～4.5％

Si固溶于铝合金的基体中而有助于提高屈服强度。另外与Mg一起防止铸造裂纹。如果Si小于3.1％，则无法充分地发挥屈服强度提高效果，如果超过4.5％，则与Mg含量的平衡恶化，铸造裂纹防止效果降低，并且导致延展性的明显的降低。所以，Si含量为3.1～4.5％，优选为3.5～4.3％。

(3)Mn：0.5～1％

Mn固溶于铝合金的基体中而使强度提高，此外还通过结晶出块状的Al-Mn金属间化合物来防止熔融金属粘附在模具上。如果Mn小于0.5％，则这些效果就很小，如果超过1％，则会结晶出针状的Al-Mn金属间化合物，延展性降低。所以，Mn含量为0.5～1％，优选为0.7～0.9％。

(4)Cr：0.1～0.3％

Cr固溶于基体中，利用与Cu的共存不会阻碍延展性地提高屈服强度。如果Cr小于0.1％，则该效果不足，如果超过0.3％，则会结晶出粗大的Al-Mn-Si-Cr化合物而阻碍延展性，无法稳定地确保伸长率。所以，Cr含量为0.1～0.3％，优选为0.2～0.3％。

(5)Cu：0.1～0.4％

Cu与Cr相同地固溶于基体中，使屈服强度提高。另外，利用Cu与Cr的共存，与单独添加Cu的情况相比，屈服强度的提高效果更大。如果Cu小于0.1％，则该效果不足。在0.4％之前都会固溶于初晶中而提高屈服强度，然而如果超过0.4％，则Cu在未加工铸件时难以固溶于初晶中，不仅无法期待屈服强度的提高，而且耐腐蚀性降低。所以，Cu含量为0.1～0.4％，优选为0.2～0.35％。

如上所述，本发明的铸造用铝合金通过含有Cr及Cu双方，可以在未加工铸件状态下也不导致伸长率的降低地大幅度提高屈服强度。虽然Cr及Cu都对基体进行固溶强化，然而如果单独添加则无法期待相同程度的屈服强度的提高。在单独添加Cr的情况下，剩余的Cr作为粗大的Al-Mn-Si-Cr化合物在晶界中结晶，不仅无助于铝合金的屈服强度提高，而且还会明显地阻碍延展性。另外，在单独添加Cu的情况下，随着凝固在合金液相中Cu发生富集及偏析，在初晶的晶界中形成Cu富集部，无助于屈服强度的提高。但是，详细观察了添加有Cr及Cu双方的合金的凝固组织，结果确认，Cr及Cu双方在相同的部位与Al、Si及Mg共存，不仅由Cr引起的Al-Mn-Si-Cr化合物相对地减少，而且由Cu引起的初晶晶界的Cu富集部的比例也减少。虽然其理由尚不清楚，然而根据Cr及Cu的存在形态可以推测，因Cr及Cu双方不使阻碍伸长率的含有Cr的金属间化合物或Cu的偏析增加地共存在初晶中，从而有效地提高了屈服强度。Cr及Cu的合计量(Cr+Cu)优选为0.2～0.7％，更优选为0.3～0.65％，最优选为0.4～0.6％。

(6)Ti：0.05～0.3％

Ti不仅使晶粒微细化而提高铝合金的强度及延展性，而且还具有克服合金熔融金属凝固收缩时产生的应力而防止铸造裂纹的作用。为了有效地发挥这些作用，优选含有0.05％以上的Ti。由于在高纯度Al粗锭中作为不可避免的杂质含有的Ti小于0.05％，因此在将高纯度Al粗锭用于原料的情况下，为了获得上述效果需要主动添加Ti。但是，在将展伸材的5000系合金、ADC12合金等铝合金废料、低纯度Al粗锭等作为原料的情况下，Ti通常来说作为不可避免的杂质混入0.05％以上。但是，如果Ti超过0.3％，则会结晶出Al-Ti金属间化合物，铝合金的延展性反而降低。所以，在添加Ti的情况下，Ti设为0.05～0.3％，优选设为0.1～0.2％。当然，即使在不主动添加Ti的情况下，也可以将少于上述下限的量的Ti作为杂质含有。

[2]铸造构件

本发明的铸造构件可以利用重力铸造法、低压铸造法、高压铸造法等模具铸造法来制造。其中，如果使用作为高压铸造法之一的压力铸造法，则可以利用骤冷凝固获得晶粒微细且致密的铸造组织，并且由于压缩应力作用于铸件表面，因此可以获得提高了强度及延展性的铸造构件。由于可以利用压力铸造法将熔融金属可靠地填充到薄壁部位，因此能够以高材料利用率获得尺寸精度优良、铸件表面洁净的铸造构件，并且可以缩短生产周期。此外，如果使用真空压力铸造法，则可以抑制由空气或气体的卷入造成的空孔的产生，另外由于熔融金属的流动顺畅，因此可以减少冷疤等流动性缺陷。真空压力铸造法适于获得具有优异的机械性质、特别是具有高屈服强度的铸造构件。

本发明的包含Al-Mg-Si系铝合金的铸造构件即使在铸造后不实施热处理也具有大的伸长率及高屈服强度。例如本发明的Al-Mg-Si系铝合金的压力铸造构件在未加工铸件时具有7μm的平均DAS(枝晶间距)、3％以上的伸长率、以及220MPa以上的屈服强度。这里的平均DAS是表示晶体粒径的参数。在要求更高强度及延展性的情况下，也可以在铸造后实施溶体化处理、老化处理等热处理。

像这样在确保良好的伸长率的同时具有优异的屈服强度的本发明的铸造构件适于需要高机械性质的车辆等的构成铸造部件，例如适用于汽车或摩托车的底盘构件、动力总成构件等(空间框架、方向盘的心轴、座椅框架、悬挂构件、发动机组、气缸盖罩、传动链室、变速器体、集油盘、带轮、变速杆、仪表板、进气用稳压箱、踏板支架等)中。

利用下面的实施例对本发明进行更详细的说明，然而本发明并不限定于它们。

实施例1～22、以及比较例1～41

表1-1及表1-2表示实施例1～22及比较例1～41的铝合金的组成(表中所示的合金元素以外实质上是Al及不可避免的杂质)、及其压力铸造品的机械的性质。比较例29～31是相当于ADC12的合金。

为了除组成以外还调查平均DAS对机械性质的影响，由实施例及比较例的各合金利用下述的方法制作出三种铸造品A～C。

(A)铸造品A

由实施例1～9、12～22、以及比较例1～21、28、29、32～34、37、40及41的Al-Mg-Si系铝合金，利用以下的方法制作出具有均匀的壁厚的截面为ュ字形的铸造品A(宽25mm、长80mm、高20mm、并且壁厚3mm)。首先，作为各合金用的原料将工业用的纯Al、纯Mg、纯Si以及必需的金属元素以表1-1及表1-2中所示的比例装入石墨制坩埚，在大气中以750～770℃熔化，对所得的熔融金属进行借助氩气鼓泡的脱气处理，除去夹杂物及氢。使用合模压力为350吨、并且冲头直径为60mm的压力铸造机，以150～300℃的模具温度、700～740℃的供液温度、以及2～3m/s的注射速度，对各合金熔融金属进行压力铸造。对所得的各铸造品A进行空气冷却，直接以未加工铸件的状态用于机械性质的测定。

(B)铸造品B

由实施例10、以及比较例22～24、30、35及38的Al-Mg-Si系铝合金，在与铸造品A相同的条件下制造出平板形状的铸造品B(宽100mm、长200mm、并且壁厚3mm)。

(C)铸造品C

由实施例11、以及比较例25～27、31、36及39的Al-Mg-Si系铝合金，在与铸造品A相同的条件下制造出平板形状的铸造品C(宽100mm、长200mm、并且壁厚2mm)。

从各铸造品(未进行热处理)中切出两面为未加工铸件面的宽4mm的拉伸试验片，依照JIS-Z2241在常温下进行拉伸试验，测定出0.2％屈服强度及断裂伸长率。另外在拉伸试验中断裂了的试验片当中没有塑性变形的部位，以“枝晶间距测定步骤”(“轻金属”第38卷、54～60页、1988年)中记载的交线法求出组织中的初晶α相的平均DAS。具体来说，在光学显微镜照片(400倍)的3个任意的视野中分别引出与初晶α相交叉的10条直线，根据各直线的长度及其所交叉的枝晶的个数，利用下式求出各视野中的DAS，针对3个视野将其加以平均。

DAS＝[L₁/(n₁-1)+L₂/(n₂-1)+…L₁₀/(n₁₀-1)]/10

(其中，L₁、L₂、…L₁₀表示各直线的长度，n₁、n₂…n₁₀表示各直线所交叉的枝晶的个数。)

表1-1中表示出实施例1～22的试验结果，表1-2中表示出比较例1～41的试验结果。

表1-1

表1-2

注：(1)余部为Al及不可避免的杂质。

(2)Mg及Mn一栏中的“-”是指作为不可避免的杂质的含量小于0.3质量％。

(3)Cr及Cu一栏中的“-”是指作为不可避免的杂质的含量小于0.03质量％。

(4)Ti一栏中的“-”是指作为不可避免的杂质的含量小于0.05质量％。

铸造品A的评价

从表1-1中可以清楚地看到，实施例1～9及实施例12～22都具有220MPa以上的屈服强度及3％以上的伸长率。另一方面，Mg含量小于4.0％的比较例1及2的屈服强度小于220MPa。特别是Mg含量为杂质水平(小于0.3质量％)的比较例29(相当于ADC12)的屈服强度低至139MPa。另外，至少1种合金元素的含量小于本发明的下限的比较例5、6、9、11、13、32、40及41的屈服强度也小于220MPa。此外至少1种合金元素的含量超过本发明的上限的比较例3、4、7、8、10、12、14及28虽然具有220MPa以上的屈服强度，然而仅具有小于3％的伸长率。

Mg、Si及Mn的含量为本发明的范围的上限附近的比较例当中，不含有Cu的比较例15及16、以及不含有Cr的比较例17及18都仅具有小于220MPa的屈服强度。另外，Mg、Si及Mn的含量为本发明的范围的中央值附近的比较例19～21当中，Cr及Cu都不含有的比较例19的屈服强度为176MPa，而仅将Cr添加到上限附近的比较例20的屈服强度为197MPa，与比较例19相比高21MPa。另外，仅将Cu添加到上限附近的比较例21的屈服强度为195MPa，与比较例19相比高19MPa。

实施例5、6及7的屈服强度分别为227MPa、224MPa以及267MPa，与比较例19的屈服强度相比分别高51MPa、48MPa以及91MPa。由Cr或Cu的单独添加造成的屈服强度提高约为20MPa，实施例5、6及7中的屈服强度提高大到其2倍以上。根据以上的结果可知，同时含有Cr及Cu双方的本发明的铝合金与不含有Cr及Cu的一方的比较例的铝合金相比，具有相当大的屈服强度。

如果着眼于Mg、Si及Mn的含量为本发明的范围的中央附近、仅含有杂质水平(小于0.05质量％)的Ti的实施例5、和含有Ti的实施例12～16及比较例28，则含有Ti的实施例12～16与不含有Ti的实施例5相比，平均DAS值都更小，屈服强度及伸长率都提高。另外，超过本发明的上限地含有Ti的比较例28虽然具有220MPa以上的屈服强度，然而伸长率为2.8％，小于3％。

铸造品A、B及C的评价

具有大致相同组成的实施例5、10及11的铸造品A、B及C的平均DAS值不同，分别为约7μm、约5μm及约4μm。这是因为，凝固时的冷却速度因铸造品的形状的差别而不同，使得初晶枝晶的大小不同。一般来说已知，初晶枝晶越小，则铝合金的屈服强度就越是提高。在本发明中，初晶枝晶最小的铸造品C的屈服强度为317MPa，初晶枝晶第二小的铸造品B的屈服强度为268MPa。

同样地具有大致相同组成的比较例19、22、25当中，铸造品A(比较例19)的屈服强度低至176MPa，而铸造品C(比较例25)的屈服强度为257MPa，伸长率为5.2％。像这样以易于冷却的铸造品的形状生成细小的初晶枝晶，可以获得高屈服强度及伸长率，而在难以提高冷却速度的形状及尺寸的铸造品中无法稳定地获得高屈服强度及伸长率。

根据以上可知，(a)通过将Mg、Si及Mn的含量最佳化，并且同时含有适量的Cr及Cu，可以得到在确保伸长率的同时具有高屈服强度的铸造用Al-Mg-Si系铝合金，(b)通过再添加适量Ti，可以进一步提高屈服强度及伸长率，以及(c)即使是难以生成小的初晶枝晶的形状及尺寸的铸造构件，也可以通过添加Cr及Cu双方来提高屈服强度。

Claims (3)

1.一种屈服强度优异的铸造用Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于，以质量比计，含有4～6％的Mg、3.1～4.5％的Si、0.5～1％的Mn、0.1～0.3％的Cr、以及0.1～0.4％的Cu，余量为Al及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的铸造用Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于，还含有0.05～0.3质量％的Ti。

3.一种铸造构件，其特征在于，包含权利要求1或2所述的铸造用Al-Mg-Si系铝合金。