JP2002129271A - アルミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】鋳造性に優れ、高強度、高延性のアルミニウム
合金を提供する。 【解決手段】全体を１００％（質量百分率）としたとき
に、２．０〜４．０％のＭｇと、０．６〜１．２％のＭ
ｎと、０．５〜１．１％のＦｅとを含み、残部がＡｌと
不可避不純物とからなることを特徴とするアルミニウム
合金。Ｍｇ、Ｍｎ、Ｆｅの組成範囲を適切に選定するこ
とにより、Ｆｅを含む液相から先ず初晶としてＡｌが晶
出し、次いでＡｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が微細に晶出す
ることにより、アルミニウム合金の高強度と高延性とを
両立させることができた。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、アルミニウム合金
およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法に関するもの
である。さらに詳しくは、薄肉金型鋳物の製作にも好適
な鋳造性と、鋳放しの状態でも高い延性と強度とを発揮
する延性に優れたアルミニム合金とアルミニウム合金製
鋳物の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、各種製品について軽量化が要請さ
れており、従来、鋳鉄製であった製品も、軽量なアルミ
ニウム合金製に急速に移行しつつある。特に、自動車等
の場合、軽量化は燃費向上に非常に有効であり、環境改
善にも役立つ。自動車分野を例にとれば、種々の部品を
アルミニウム合金化することが検討されており、従来な
ら比較的、強度や延性への要求が緩やかであった薄型ま
たは大型の鋳物、特にダイカスト鋳物においても、高強
度、高延性が要求されてきている。そして、高強度、高
延性の薄肉大型鋳物等を製作する方法として、例えば、
鋳型内を真空引きして鋳造した後や、逆に鋳型内に酸素
を充満させて鋳造した後（特殊ダイカスト後）に、熱処
理する方法等が従来から提案されている。しかし、熱処
理により鋳物に歪み（ふくれ、変形等）が発生し、これ
を抑制することは難い。また、薄肉で、大型な鋳物にな
るほど、その熱処理時の歪みが大きくなり、別途、その
歪を矯正する必要があり、コスト高となる。

【０００３】そこで、このような課題を解決するため
に、鋳放しの状態でも、高強度、高延性を発現するアル
ミニウム合金の開発が盛んに行なわれている。例えば、
特開平９−３５８２号公報、特開平１１−２９３３
７５号公報、特開平１１−１９３４３４号公報、特
開平９−２６８３４０号公報、特開平９−３１６５８
１号公報、特開平１１−８０８７２号公報等に、その
ようなアルミニウム合金に関する開示がある。以下に各
公報に記載されたアルミニウム合金について具体的に説
明する。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】特開平９−３５８２
には、熱処理を施すことなく鋳造状態のままでも高強度
で高靭性が得られるアルミニウム合金鋳物が開示されて
いる。具体的には、質量％で、Ｍｇ：３．０〜５．５
％、Ｚｎ：１．０〜２．０％（Ｍｇ／Ｚｎ：１．５〜
５．５）、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５
〜０．８％、Ｆｅ：０．１〜０．８％を含有したアルミ
ニウム合金鋳物が開示されている。しかし、このＡｌ−
Ｍｇ−Ｚｎ−Ｍｎ−Ｃｕ合金は、所定範囲のＺｎとＣｕ
とを必須含有元素としている。また、本発明者が試験研
究したところ、このアルミニウム合金からなる鋳物は、
ＭｇＺｎ₂やＭｇ₃₂（Ａｌ、Ｚｎ）₄₉等の中間相が鋳物
中に析出し、自然時効による強度特性の変化や、応力腐
食割れが現れた。また、このアルミニウム合金は融点が
高いため、湯回りが悪く、薄肉部材の鋳造には向かな
い。

【０００５】特開平１１−２９３３７５には、熱処理
を施すことなく鋳造状態のままでも高強度、高靭性が得
られるアルミニウム合金ダイカストが開示されている。
具体的には、質量％で、Ｍｇ：２．５〜７．０、Ｍｎ：
０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％でＦｅを
０．３％未満、Ｓｉを０．５％以下とし、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延性アルミ合金ダイカストが開示さ
れている。しかし、このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｔｉ系合金
は、Ｆｅを不可避不純物として扱っており、その含有量
を０．３％未満に制限している。また、本発明者が試験
研究したところ、このアルミニウム合金では、鋳物が薄
肉で大型化すると、鋳造割れが発生し易かった。また、
Ｍｇ量が多くなると肉厚中心部に引け巣が発生し易くな
った。鋳造割れや引け巣の発生は、強度特性や伸びのバ
ラツキを大きくするため好ましくない。

【０００６】特開平１１−１９３４３４には、熱処理
を施すことなく、鋳造状態のままでも高靭性が得られる
高靱性ダイカスト鋳物用アルミニウム合金が開示されて
いる。具体的には、質量％で、Ｍｇ：３．０〜５．５、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜０．９とする
高靱性ダイカスト鋳物用アルミニウム合金が開示されて
いる。しかし、このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金は、
Ｎｉを必須含有元素とし、その含有量を適切に調整する
ことにより、ダイカスト鋳物の靱性を向上させている。
また、Ｍｎの含有量が多いため、化合物の晶出量が多く
なり、その実施例にあるように、伸びは１０％程度であ
る。

【０００７】特開平９−２６８３４０号公報には、熱
処理を施すことなく、鋳造状態のままでも高延性が得ら
れる高延性ダイカスト用アルミニウム合金が開示されて
いる。具体的には、質量％で、Ｍｇ：０．０１〜１．２
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：０．１〜１．５％
とする高延性アルミニウム合金が開示されている。しか
し、このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金は、Ｍｇの含有
量を少なくして鋳造割れや引け巣等の欠陥の発生を抑制
して、鋳造性と伸びとを改善しているに過ぎない。この
ため、その実施例からも解るように、そのアルミニウム
合金は、引張強さが１９０ＭＰａにも満たず、強度的に
十分ではない。

【０００８】特開平９−３１６５８１号公報にも、熱
処理を施すことなく、鋳造状態のままでも高延性が得ら
れる高延性ダアルミニウム合金が開示されている。具体
的には、質量％で、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：
１．０〜２．０％、Ｆｅ：０．４〜１．５％とする高延
性アルミニウム合金が開示されている。しかし、このＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金も、Ｍｇの含有量を少なく
して鋳造割れや引け巣等の欠陥の発生を抑制して、鋳造
性と伸びとを改善しているに過ぎない。このため、その
実施例からも解るように、そのアルミニウム合金は、引
張強さが１９０ＭＰａにも満たず、強度的に十分ではな
い。

【０００９】特開平１１−８０８７２号公報には、熱
処理を施すことなく鋳造状態のままの高延性アルミニウ
ム合金に常温下で塑性加工を加えて、機械的特性を安定
化させた高延性アルミニウム合金製塑性加工用鋳造素材
が開示されている。具体的には、質量％で、Ｍｇ：０．
０１〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：０．
１〜１．５％を含有し、塑性加工率２０％以上を想定し
た高延性アルミニウム合金製塑性加工用鋳造素材が開示
されている。しかし、このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合
金は、Ｍｇの含有量を少なくして鋳造割れや引け巣等の
欠陥の発生を抑制し、鋳造性と伸びとを改善して、高延
性を得ているに過ぎない。その実施例からも解るよう
に、塑性加工前の鋳造素材としの引張強さは、１９０Ｍ
Ｐａにも満たず、強度的に十分ではない。また、塑性加
工率２０％以上の塑性加工を行うことにより、その加工
材の引張強さは向上しているが、高々、２００ＭＰａ程
度に過ぎない。

【００１０】本発明は、このような事情に鑑みて為され
たものである。つまり、鋳造割れやミクロポロシティの
発生が少なく鋳造性に優れ、鋳物放し状態でも、高強度
であると共に延性に優れたアルミニウム合金を提供する
ことを目的とする。また、機械的特性の経時変化が小さ
いアルミニウム合金を提供することを目的とする。さら
に、鋳造性に優れ、高強度、高延性のアルミニウム合金
鋳物が得られるアルミニウム合金製鋳物の製造方法を提
供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】そこで、本発明者はこの
課題を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を重ねた
結果、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの組成割合を適切に管理す
ることにより、鋳物放し状態でも、高強度で高延性のア
ルミニウム合金が得られることを発見し、本発明のアル
ミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法
を開発するに至ったものである。

【００１２】（アルミニウム合金）すなわち、本発明の
アルミニウム合金は、全体を１００％（質量百分率）と
したときに、２．０〜４．０％のマグネシウム（Ｍｇ）
と、０．６〜１．２％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜
１．１％の鉄（Ｆｅ）とを含み、残部がアルミニウムと
不可避不純物とからなることを特徴とする。

【００１３】本発明のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｆｅ−
Ｍｎ−Ｍｇ合金）は、適切な組成割合のＭｇ、Ｍｎおよ
びＦｅを有することにより、鋳造性が改善され、高強
度、高延性を発現する。以下、この理由、およびその経
緯について詳しく説明する。鋳造時の凝固過程において
Ａｌ基地中にＭｇ、Ｍｎが固溶されることにより、本発
明のアルミニウム合金は、鋳造のままの状態でも高い強
度を発現する。そして、前述の組成範囲でＭｇ、Ｍｎが
Ａｌ基地中に固溶した場合、自然時効による硬さ変化が
ほとんどみられなかった。従って、本発明のアルミニウ
ム合金は、機械的性質の経時変化も小さいという利点が
あることも解った。

【００１４】ところで、本発明者は、鋳造性に優れ、高
強度、高延性のアルミニウム合金を得るために、凝固過
捏における晶出物の晶出形態と鋳造性や機械的性質との
関係について検討を重ねた。まず、従来のＡｌ−Ｍｎ−
Ｍｇ合金を調査した。その従来のアルミニウム合金で薄
肉金型鋳物等を作製したところ、凝固収縮に伴い、鋳造
割れやポロシティが発生し、その機械的特性、特に伸び
が非常にばらつくことを突止めた。特に、アルミニウム
合金製鋳物の鋳造割れは、凝固過程において、初晶デン
ドライト間に残留する脆弱な液相の部分で発生すること
が多かった。初晶デンドライトの発達、結合過程におい
て、鋳物が鋳型によって拘束を受けて、鋳物に収縮応力
が発生じるためと考えられる。

【００１５】そして、本発明者は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｍｇ合
金にＦｅを添加することを思いついた。これにより、固
液共存の温度幅がほとんど変化することなく、凝固時の
晶出形態が変化した。すなわち、Ｆｅを添加することに
より初晶Ａｌの晶出量が減り共晶量が増加した。本発明
のアルミニウム合金では、Ｆｅの含有量を共晶組成に近
づけることにより、初晶Ａｌの晶出量を低減させ、固相
が強度を持ち始める準固相線温度を下げた。そして、共
晶の晶出潜熱により液相を持続させ、溶湯の流動を保持
することにより、鋳造性を改善することができた。特
に、加圧鋳造する場合、鋳型の各部まで溶湯に圧力が伝
達され易くなるため、鋳造性が一層向上する。こうし
て、本発明のアルミニウム合金は、鋳造割れやポロシテ
ィによる強度のばらつきも抑制され、安定した強度特性
をもつようになった。

【００１６】また、本発明者は、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｆｅの組
成範囲を適切に選定することにより、Ｆｅを含む液相か
ら先ず初晶としてＡｌが微細に晶出し、次いでＡｌ（Ｍ
ｎ、Ｆｅ）化合物が微細に晶出することを発見した。粗
大な晶出物は延性低下を招くが、本発明のアルミニウム
合金では、Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が微細に晶出する
ため、延性の低下を抑制、防止できた。

【００１７】特に、デンドライトセルサイズが１０μｍ
以下の初晶アルミニウムと粒径が５μｍ以下の化合物と
が均一に分散していると、より高強度、高延性のアルミ
ニウム合金が得られ、好適である。

【００１８】さらに、前記初晶アルミニウムのデンドラ
イトセルサイズが５μｍ以下、前記化合物の粒径が３μ
ｍ以下であると、より好ましい。ここで、デンドライト
セル（樹枝状晶）のサイズは、長手方向に測定した場合
の長さであり、１００個のセルを測定した値の平均値で
ある。また、化合物の粒径は、長手方向（最大長）で評
価したものであり、画像処理装置を用いて１０００倍に
撮影した組織写真（視野面積７０×１００μｍ）１０視
野について測定した値の平均値である。

【００１９】このように、本発明のアルミニウム合金を
用いれば、例えば、薄肉大型鋳物を製作する場合であっ
ても、鋳造割れや引け巣等のポロシティをほとんど発生
させることなく、十分な強度と高延性とをもつ鋳物を得
ることができる。なお、本発明でいう「アルミニウム合
金」は、鋳造用素材としてのアルミニウム合金に限ら
ず、鋳造後の鋳物製品としてのアルミニウム合金をも含
む意味である。また、ここで言う「鋳造性」とは、溶湯
の湯回り性や離型性等に限らず、鋳造割れや引け巣（ポ
ロシティ）の発生率等をも含む概念である。

【００２０】（アルミニウム合金製鋳物の製造方法）上
述した本発明のアルミニウム合金からなる鋳物は、例え
ば、次の製造方法にて得ることができる。すなわち、本
発明のアルミニウム合金製鋳物の製造方法は、全体を１
００％（質量百分率）としたときに、２．０〜４．０％
のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．６〜１．２％のマンガ
ン（Ｍｎ）と、０．５〜１．１％の鉄（Ｆｅ）とを含
み、残部がアルミニウムと不可避不純物とからなるアル
ミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、該注
入工程後に該アルミニウム合金を冷却凝固させる凝固工
程と、を備えることを特徴とする。

【００２１】そして、前記凝固工程が、２０℃／秒以上
の冷却速度で冷却凝固される工程であると、好適であ
る。これにより、前述した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
れるからである。なお、前記冷却速度を、５０℃／秒以
上とすると、一層好ましい。

【００２２】

【発明の実施の形態】次に、本発明のアルミニウム合金
およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法に係る実施形
態を挙げ、本発明をより具体的に説明する。 （１）合金組成 Ｍｇ Ｍｇは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して、ア
ルミニウム合金の機械的強度（例えば、引張強さ）を向
上させる元素である。また、Ｍｇは、アルミニウム合金
の延性や鋳造性にも影響を及ぼす。Ｍｇが２．０％（質
量百分率、以下同様）未満では機械的強度の向上が十分
ではなく、特に、１００ＭＰａ以上の耐力（０．２％耐
力、以下同様）を確保することが難しい。また、Ｍｇが
４．０％を超えると溶湯の酸化が著しい。また、粗大晶
出物が晶出するＦｅ、Ｍｎの組成域が、低濃度側にずれ
るため好ましくない。従って、全体を１００％（質量百
分率）としたときに、Ｍｇは、２．０〜４．０％である
と好ましく、２．５〜３．５％であると、一層好まし
い。

【００２３】Ｍｎ Ｍｎは、Ｍｇと同様にアルミニウムのマトリックス中に
固溶したり、アルミニウムと化合物を生成してマトリッ
クス中に微細に析出して、アルミニウム合金の機械的強
度を向上させる元素である。また、金型との耐焼き付き
性を向上させる効果もある。Ｍｎが、０．６％未満では
機械的強度の向上が十分ではなく、１．２％を超える
と、粗大晶出物が晶出して延性の抵下を招くため好まし
くない。従って、全体を１００％（質量百分率）とした
ときに、Ｍｎは、０．６〜１．２％であると好ましく、
０．６〜０．９％であると、一層好ましい。

【００２４】Ｆｅ Ｆｅは、凝固時の晶出形態を変えて、凝固収縮による鋳
造割れを抑制する元素である。また、Ｆｅは、ダイカス
トを行う際に、金型との耐焼き付きを向上させる効果も
ある。Ｆｅが０．５％未満では晶出形態を変えるには不
十分であり、鋳造割れの抑制効果も小さい。一方、Ｆｅ
が１．１％を超えると、粗大晶出物が晶出し延性が低下
するので好ましくない。従って、全体を１００％（質量
百分率）としたときに、Ｆｅは、０．５〜１．１％であ
ると好ましく、０．５〜０．７５％であると、一層好ま
しい。

【００２５】Ｔｉ、Ｂ、Ｂｅ Ｔｉは、α−Ａｌの核生成サイトとなり、微細組織を構
成し、鋳造割れの抑制ならびに延性の改善効果がある。
また、アルミニウム合金の耐力も向上させ得る。そこ
で、全体を１００％（質量百分率）としたときに、０．
０１〜０．３％のＴｉを含むと、好適である。Ｔｉが、
０．０１％未満では微細な組織が得られず、Ｔｉが０．
３％を超えると粗大晶出物が晶出し延性が低下するから
である。そして、Ｔｉを０．１〜０．２％とすると、よ
り好ましい。

【００２６】Ｂは、Ｔｉとの共存下で、結晶粒を微細化
させる効果を発揮する。ここで、Ｂが、０．０１％未満
では微細な組織が得られず、０．０５％を超えると結晶
粒径の変化が小さく経済的でない。従って、Ｔｉとの共
存下で、全体を１００％（質量百分率）としたときに、
０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含むと、好適で
あり、０．０３〜０．０５％であると、より好適であ
る。

【００２７】また、Ｂｅは、単独でも耐酸化性に効果を
発揮し、溶解時にＭｇの酸化消耗を抑える。従って、単
独でも（つまり、Ｔｉと共存することなく）、全体を１
００％（質量百分率）としたときに、０．００１〜０．
０１％のベリリウム（Ｂｅ）を含むと、好適であり、
０．００５〜０．０１％であると、より好適である。な
お、ＢｅがＴｉと共存しても良いことは言うまでもな
い。

【００２８】不可避不純物 不可避不純物は、アルミニウム合金の特性に悪影響を与
えない限り、その種類や含有量は限定されないが、本発
明者は、不可避不純物であるＳｉとＣｕとの含有量を管
理することにより、アルミニウム合金の鋳造性、強度ま
たは延性が向上することを見出した。すなわち、全体を
１００％（質量百分率）としたときに、不可避不純物で
あるＳｉが０．５％以下であり、Ｃｕが０．３％以下で
あると、好適である。Ｓｉは、鋳造時等に混入する不可
避不純物であり、０．５％を超えて含有すると、Ｍｇ₂
Ｓｉが自然時効によりマトリックス中に析出し、アルミ
ニウム合金の機械的特性が経時的に変化するため、好ま
しくない。Ｃｕは、鋳造割れを助長すると共に、耐食性
を阻害する元素である。従って、本発明に係るアルミニ
ウム合金を構造部材として用いる場合には、０．３％以
下とすることが好ましい。

【００２９】（２）用途 本発明のアルミニウム合金またはアルミニウム合金製鋳
物の製造方法は、種々のアルミニウム合金製鋳物に利用
できる。例えば、自動車や二輪車の分野では、ボディ構
造用部材、シャシ部材、ホイール、スペースフレーム、
ステアリングホイール（芯金）、シートフレーム、サス
ペンションメンバー、エンジンブロック、ミッションケ
ース、プーリ、オイルパン、シフトレバー、インスツル
メントパネル、ドアインパクトパネル、吸気用サージタ
ンク、ペダルブラケット、フロントシュラウドパネル等
に本発明のアルミニウム合金やその製造方法を用いるこ
とにより、熱処理を施さずに低コストでそれらの各部材
を製作できる。なお、本発明のアルミニウム合金は、鋳
放し状態でも高強度、高延性であるが、鋳造後に冷間加
工や熱処理を行っても勿論良い。

【００３０】

【実施例】次に、本発明に係る実施例を挙げて、本発明
をより詳細に説明する。 （試験片の製作と試験） （１）第１実施例 表１に示す試料Ｎｏ．１〜８と試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ５ま
での合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、縦型ダ
イカスト機により厚さ２ｍ、幅５０ｍｍ、長さ７０ｍｍ
の板状鋳物を作製した。なお、表１では主成分のＡｌを
省略して表示した（以下、同様）。鋳造条件は、溶解温
度７５０℃、金型温度５０〜１００℃、鋳造圧力６３．
７ＭＰａ、プランジャ速度１．４ｍ／ｓとした。また、
各アルミニウム合金の溶湯を金型のキャビティ内にプラ
ンジャで加圧注入後（注入工程）、その溶湯を冷却して
凝固させる際（凝固工程）の冷却速度は、１００℃／秒
程度とした。この鋳放しの状態の板状鋳物から、平面部
が鋳肌のままの平板引張試験片を作製した。各試験片を
用いて、引張強さ、０．２％耐力、破断伸びを調べた。
この結果を表２に示す。なお、各試験片の引張強等は、
島津製のオートグラフ引張試験機を用いて引張試験を行
い、各試験片について得られた応力−歪み線図から求め
た。

【００３１】（２）第２実施例 表１に示す試料Ｎｏ．９〜１１と試料Ｎｏ．Ｃ６〜Ｃ８
までの合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、第１
実施例と同様にして、鋳放しの状態の板状鋳物を製作し
た。なお、ここでは、各板状鋳物の機械的特性の経時変
化（人工時効）の影響を調べるために、鋳放しの状態の
板状鋳物と、それを１７５℃で１０時間加熱した後の板
状鋳物とを用意して、各板状鋳物の硬さ（ビッカース硬
さ）を調べた。その結果を表４に示す。なお、ビッカー
ス硬さは、明石製ビッカス硬度計を用いて、荷重５ｋｇ
を３０秒間ロードさせ、そのときできる圧跡サイズから
換算して硬さを求めた。

【００３２】（３）第３実施例 表１に示す試料Ｎｏ．１２〜１４と試料Ｎｏ．Ｃ９、Ｃ
１０までの合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、
各合金組成毎に拘束長さを種々変化させた試験片を製作
し、それぞれの鋳造割れ性を評価した。具体的に述べる
と、各試験片は、図１に示すように、厚さ７ｍｍ、幅１
０ｍｍで拘束長さを種々変更可能なキヤビティ断面を備
えた鋳造割れ評価用金型を用いて、縦型ダイカスト機に
より製作した。各試験片について行った結果を、鋳造割
れの発生した拘束長さを用いて、図２に示した。従っ
て、図２に示した拘束長さが長いほど、鋳造割れを起し
難いアルミニウム合金であることを示す。なお、この試
験では、拘束長さ方向の中央部に、０．５ｍｍ厚さの断
熱シートを貼り付け、鋳造割れの発生する位置をその部
分に限定して行った。

【００３３】（評価） （１）強度と延性 試料Ｎｏ．１〜８からなるアルミニウム合金は、いず
れも２．０〜４．０％のＭｇと０．６〜１．２％のＭｎ
と０．５〜１．１％のＦｅとを含有する。そして、これ
らのアルミニウム合金は、いずれも、引張強さが２００
ＭＰａ以上で、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であ
り、しかも、伸びが１５％以上である。特に、高強度の
ものでは、引張強さが３００ＭＰａ以上であり、０．２
％耐力が１５０ＭＰａ以上である。また、高延性のもの
は、伸びが２０％を超えている。従って、本発明のアル
ミニウム合金によれば、鋳放し状態でも十分な強度を備
え、かつ高い延性を示すことが明らかとなった。また、
試料Ｎｏ．６に係るアルミニウム合金から、Ｔｉを含有
することにより、結晶粒がより微細化し、延性が一層向
上することが解る。また、試料Ｎｏ．７に係るアルミニ
ウム合金から、ＴｉとＢとの共存下において結晶粒が微
細化し延性が向上することが解る。

【００３４】一方、試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ５からなるア
ルミニウム合金は、前述の組成範囲から外れるものであ
る。試料Ｎｏ．Ｃ１に係るアルミニウム合金は、Ｍｇが
４．０％を超えるため、引張強さ、０．２％耐力は高い
ものの、伸びが１０％未満であり低延性である。また、
伸びのばらつき幅も大きかった。試料Ｎｏ．Ｃ２に係る
アルミニウム合金は、Ｍｇが請求範囲の２．０％未満で
あるため、延性は高いものの、強度が不十分である。試
料Ｎｏ．Ｃ３に係るアルミニウム合金は、Ｍｎが１．２
％を超えており、試料Ｎｏ．Ｃ４に係るアルミニウム合
金は、Ｆｅが１．１％を超えている。このため、強度は
十分であるが、伸びが低い。なお、試料Ｎｏ．Ｃ５に係
るアルミニウム合金は、不純物のＳｉが０．５％を超え
て存在するため、強度は十分であるが、伸びが低くなっ
ている。このように、本発明のアルミニウム合金は、Ｍ
ｇ、ＭｎおよびＦｅの組成範囲を適切に管理することに
より、従来のアルミニウム合金では達成できなかった高
強度、高延性を両立させたものである。

【００３５】（２）金属組織 試料Ｎｏ．１およびＣ３に係るアルミニウム合金製ダイ
カスト鋳物（厚さ２ｍｍの板状鋳物の肉厚中心部）の金
属組織写真（倍率：１０００倍）を、それぞれ図３
（ａ）と同図（ｂ）に示した。試料Ｎｏ．１に係るアル
ミニウム合金では、初晶Ａｌとその周囲に細かく晶出し
た化合物とが均一に分散していることが解る。一方、試
料Ｎｏ．Ｃ３に係るアルミニウム合金では、肉厚中心部
には粗大な晶出物が生成されており、伸びの低下要因と
なっていると思われる。

【００３６】（３）時効の影響 試料Ｎｏ．９〜１１に係るアルミニウム合金は、いずれ
も２．０〜４．０％のＭｇと０．６〜１．２％のＭｎと
０．５〜１．１％のＦｅとを含有し、不純物であるＳｉ
が０．５％以下である。これらのアルミニウム合金によ
れば、表３から、鋳放しの状態と１７５℃で１０時間加
熱後との硬さの変化は僅かであることが解る。一方、試
料Ｎｏ．Ｃ６、Ｃ７に係るアルミニウム合金は、Ｓｉが
０．５％を超えているため、鋳放しの状態と１７５℃で
１０時間加熱後との硬さの変化が大きい。また、試料Ｎ
ｏ．Ｃ８に係るアルミニウム合金は、Ｍｇが４．０％を
超えるため、やはり、鋳放しの状態と１７５℃で１０時
間加熱後との硬さが相当変化している。このように、試
料Ｎｏ．９〜１１に係るアルミニウム合金は、鋳放しの
状態と１７５℃で１０時間加熱後との硬さはほとんど変
化せず、時効硬化していないことが解る。一方、試料Ｎ
ｏ．Ｃ６〜Ｃ８に係るアルミニウム合金では、時効硬化
を生じており、自然時効による特性の変化が懸念され
る。

【００３７】（４）鋳造性 図２から解るように、適切な割合のＭｇ、Ｍｎ、Ｆｅお
よび不純物からなる試料Ｎｏ．１２、１３に係るアルミ
ニウム合金は拘束長さが４０ｍｍで、また、試料Ｎｏ．
１４に係るアルミニウム合金は拘束長さ６０ｍｍ（試料
Ｎｏ．１４）で、鋳造割れを発生した。一方、そうでな
い試料Ｎｏ．Ｃ９、Ｃ１０は、それよりも短い拘束長さ
２０ｍｍで鋳造割れを発生した。これらから、適切な割
合でＦｅを含有することにより耐鋳造割れが向上するこ
と（試料Ｎｏ．１２、１３、Ｃ９）、さらに、適切な割
合でＴｉを含有することにより耐鋳造割れがより向上す
ること（試料Ｎｏ．１４）が解る。一方、不純物のＣｕ
が０．３％を超えると（試料Ｎｏ．Ｃ１０）、鋳造割れ
が助長されることも解る。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】

【表３】

【００４１】

【発明の効果】本発明のアルミニウム合金またはアルミ
ニウム合金製鋳物の製造方法によれば、鋳造性が改善さ
れ、高強度、高延性の鋳物が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】拘束長さを変更可能な鋳造割れ評価用金型を備
えた縦型ダイカスト機を示す断面図である。

【図２】各試験片について、拘束長さと鋳造性との関係
を示した棒グラフである。

【図３】アルミニウム合金の金属組織写真であり、同図
（ａ）は試料Ｎｏ．１に係るアルミニウム合金の組織写
真であり、同図（ｂ）は試料Ｎｏ．Ｃ３に係るアルミニ
ウム合金の組織写真である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１２年１２月１９日（２０００．１２．
１９）

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図３

【補正方法】変更

【補正内容】

【図３】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 杉山 義雄 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１株式会社豊田中央研究所内 (72)発明者 清水 吉広 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１株式会社豊田中央研究所内 (72)発明者 上田 勇 愛知県愛知郡長久手町大字長湫字横道41番 地の１株式会社豊田中央研究所内 (72)発明者 藤根 学 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 山下 実 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】全体を１００％（質量百分率）としたとき
   に、２．０〜４．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．
   ６〜１．２％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜１．１％
   の鉄（Ｆｅ）とを含み、残部がアルミニウムと不可避不
   純物とからなることを特徴とするアルミニウム合金。
2. 【請求項２】さらに、全体を１００％（質量百分率）と
   したときに、０．０１〜０．３％のチタン（Ｔｉ）を含
   む請求項１記載のアルミニウム合金。
3. 【請求項３】さらに、全体を１００％（質量百分率）と
   したときに、０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含
   む請求項２記載のアルミニウム合金。
4. 【請求項４】さらに、全体を１００％（質量百分率）と
   したときに、０．００１〜０．０１％のベリリウム（Ｂ
   ｅ）を含む請求項１記載のアルミニウム合金。
5. 【請求項５】全体を１００％（質量百分率）としたとき
   に、前記Ｍｎは０．６〜０．９％である請求項１記載の
   アルミニウム合金。
6. 【請求項６】全体を１００％（質量百分率）としたとき
   に、前記Ｆｅは０．５〜０．７５％である請求項１記載
   のアルミニウム合金。
7. 【請求項７】全体を１００％（質量百分率）としたとき
   に、前記不可避不純物は、ケイ素（Ｓｉ）が０．５％以
   下であり銅（Ｃｕ）が０．３％以下である請求項１〜５
   に記載のアルミニウム合金。
8. 【請求項８】デンドライトセルサイズが１０μｍ以下の
   初晶アルミニウムと粒径が５μｍ以下の化合物とが均一
   に分散している請求項１記載のアルミニウム合金。
9. 【請求項９】全体を１００％（質量百分率）としたとき
   に、２．０〜４．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．
   ６〜１．２％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜１．１％
   の鉄（Ｆｅ）とを含み、残部がアルミニウムと不可避不
   純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入す
   る注入工程と、 該注入工程後に該アルミニウム合金を冷却凝固させる凝
   固工程と、を備えることを特徴とするアルミニウム合金
   製鋳物の製造方法。
10. 【請求項１０】前記凝固工程は、２０℃／秒以上の冷却
    速度で冷却凝固される工程である請求項８記載のアルミ
    ニウム合金製鋳物の製造方法。