JP2008514807A

JP2008514807A - 航空宇宙及び自動車鋳物用Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ合金

Info

Publication number: JP2008514807A
Application number: JP2007523726A
Authority: JP
Inventors: シー．リン，ジェン; ヤン，シンヤン; ヤナル，カガタイ; ディー．ゼルマン，ラリー; デュマント，ザビエル; トンバーリ，ロバート
Original assignee: アルコアインコーポレイテッド
Priority date: 2004-07-28
Filing date: 2005-07-28
Publication date: 2008-05-08
Anticipated expiration: 2025-07-28
Also published as: CN101018881A; EP1778887B1; AU2005269483A1; MX2007001008A; CA2574962C; CA2574962A1; KR101223546B1; EP1778887A4; CN101018881B; KR20070057144A; NO20071075L; NO339946B1; AU2005269483B2; JP5069111B2; EP1778887A2

Abstract

【解決手段】本発明は、Ｓｉ：４％〜９％、Ｍｇ：０.１〜０.７％、Ｚｎ：５％以下、Ｆｅ：０.１５％未満、Ｃｕ：４％未満、Ｍｎ：０.３％未満、Ｂ：０.０５％未満、Ｔｉ：０.１５％未満及び残部本質的にアルミニウムからなるアルミニウム鋳造合金を提供する。本発明のＡｌＳｉＭｇ合金は、Ｅ３５７合金と比べて、室温及び高温における機械的性質(引張降伏強さ及び最大引張強さ)を向上させる。本発明は前記組成の合金から形成された形状鋳物及び該形状鋳物を製造する方法を含んでいる。
【選択図】図２ａ

Description

＜関連出願の記載＞
この出願は、２００４年７月２８に出願された米国仮出願第６０／５９２,０５１号の利益を主張し、該出願は引用を以てその全体を本願への記載加入とする。

＜発明の分野＞
本発明は、アルミニウム合金に関し、より具体的には、珪素(Ｓｉ)、マグネシウム(Ｍｇ)、亜鉛(Ｚｎ)及び銅(Ｃｕ)を含むアルミニウム鋳造合金に関する。

＜発明の背景＞
アルミニウム鋳造品は、重量低減のために航空宇宙及び自動車産業で広く用いられている。使用されている最も一般的な鋳造合金はＡｌ−Ｓｉ₇−Ｍｇであり、強度限界が確証されている。現在、Ｅ３５７が最も一般的に使用されているＡｌ−Ｓｉ７−Ｍｇ合金であり、この鋳造材料は、室温での特性として、最大引張強さ３１０ＭＰａ(４５,０００ｐｓｉ)、引張降伏強さ２６０ＭＰａ(３７,７０９ｐｓｉ)、伸び５％以上が保証される。より軽量の部品を得るために、より高強度及びより高延性の材料について、設計に関する材料特性の確証が必要である。

より高強度を有する種々の代替合金が存在し、登録されている。しかしながら、これらの合金は、鋳造性、腐食電位又は流動性に潜在的な問題があり、これらの問題を解消させることは容易でないので、使用適性に劣る。それゆえ、Ｅ３５７等のＡｌ−Ｓｉ７−Ｍｇ合金よりも機械的特性にすぐれると共に、良好な鋳造性、耐食性及びその他所望される特性を有する合金が要請されている。

＜発明の概要＞
本発明は、改良された機械的特性を有する新規なＡｌＳｉＭｇ合金、並びに前記ＡｌＳｉＭｇ合金から作られた形状鋳物(shaped castings)及び前記ＡｌＳｉＭｇ合金から形状鋳物を製造する方法を提供する。本発明のＡｌＳｉＭｇ合金組成物は、従来のＡｌＳｉ７Ｍｇ合金(例えばＥ３５７)よりも機械的特性(例えば、最大引張強さ(ＵＴＳ)及び引張降伏強度(ＴＹＳ)。但し、これらに限定されない)を向上させるのに適当な割合となるように、Ｚｎ、Ｃｕ及びＭｇを含んでいる。

本発明の一態様はアルミニウム鋳造合金であって、本発明のアルミニウム鋳造合金は、
Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウムである。

なお、上記の％は、重量％(ｗｔ％)で表されている。本発明の幾つかの実施例において、Ｚｎ、Ｃｕ及びＭｇの割合は、従来のＡｌＳｉ７Ｍｇ合金(例えばＥ３５７)と比べて、向上した強度特性を有するＡｌＳｉＭｇ合金が得られるように選択される。本発明の一実施例において、「向上した強度特性」とは、室温又は高温用途のＴ６質別インベストメント鋳造品について、同じように作られたＥ３５７鋳造品と比べて、Ｅ３５７鋳造品と同等の伸びを維持しつつ、引張降伏強度(Tensile Yield Strength(ＴＹＳ))で約２０％〜３０％、最大引張強さ(Ultimate Tensile Strength(ＵＴＳ))で約２０％〜３０％の増加又は向上を意味する。

本発明の幾つかの実施例において、合金のＣｕ含有量を増加させるのは、室温(２２℃)及び高温(１００℃〜２５０℃、好ましくは１５０℃)における最大引張強さ(ＵＴＳ)及び引張降伏強度(ＴＹＳ)を大きくするためである。最大引張強さ(ＵＴＳ)と引張降伏強度(ＴＹＳ)は、一般的には、温度の上昇と共に低下すると理解されているが、Ｃｕを含有すると、Ｃｕを含有しない同様なＡｌＳｉＭｇ合金と比べて、一般的に高温強度特性が向上することがわかった。本発明の一実施例において、高温伸びを増加させるために、Ｃｕ含有量は最少限に抑えられる。さらに留意すべきことは、伸び(Ｅ)は一般的には温度の上昇と共に増加することである。

本発明の幾つかの実施例において、合金中のＣｕとＭｇの含有量の選択は、室温(２２℃)及び高温での最大引張強さ(ＵＴＳ)及び降伏引張強度(ＹＴＳ)を向上させるために行なう。本発明の幾つかの実施例において、Ｚｎの含有は、Ｃｕ及びより多くのＭｇを含む組成の合金の伸びを増加させることができる。本発明の幾つかの実施例において、Ｚｎの含有は、Ｃｕ及びより少ないＭｇを含む組成の合金の伸びが低下する。Ｚｎを含有すると、室温での伸びに影響を及ぼすが、高温でも同様な傾向が見られる。

本発明の幾つかの実施例において、Ｃｕの含有量は２％以下であり、Ｚｎの含有量は約３％〜約５％の範囲である。この範囲内では、Ｚｎの含有量が多いほど、合金の最大引張強さ(ＵＴＳ)及び降伏引張強度(ＴＹＳ)は向上する。また、本発明の合金にＺｎを含有する場合、合金中のＣｕ濃度が２％を越える場合、一般的には、合金の最大引張強さ(ＵＴＳ)を僅かに低下させることも分かった。一実施例において、Ｃｕ含有量が２％より多い場合、Ｚｎの含有量は３％未満まで少なくする。一実施例において、Ｃｕ含有量が２％より多い場合、Ｚｎの含有量は０％であってよい。本発明の他の実施例において、Ｃｕ、Ｚｎ及びＭｇの含有量の選択は、伸びを増加するために行なう。本発明の合金では、Ｚｎ含有量が２.５ｗｔ％より少ない場合、Ｍｇはプラスの影響(伸びの増加)を及ぼし、Ｚｎ含有量２.５ｗｔ％を越える場合、マイナスの影響を与える(伸びの低下)。本発明の一実施例において、合金の最大引張強さ(ＵＴＳ)は、０.５ｗｔ％未満のＡｇを添加することで増加する。

本発明の幾つかの実施例において、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｎ濃度の選択は、室温及び高温における合金の品質指数(Quality Index)にプラスの影響を与えるために行なう。品質指数は、強度と伸びを表している。Ｃｕの含有は、合金の強度を高めるが、一方では、合金の伸びを低下させるため、合金の品質指数を低下させることがある。一実施例において、Ｃｕを含むと共に１ｗｔ％よりも多くのＺｎを含む発明合金について、合金の品質指数を増すために、Ｍｇを含有させる。さらにまた、Ｍｇ含有量が多く(例えば０.６ｗｔ％のオーダ)、かつ、Ｃｕ含有量が少ない(例えば２.５ｗｔ％未満)とき、Ｚｎは品質指数を増加させる。

発明合金は、Ｆ、Ｔ５又はＴ６熱処理に用いられる。また、Ｅ３５７と比べると、合金の流動性が向上している。

本発明の他の態様は形状鋳物であって、本発明の形状鋳物は、
Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウムである。

本発明の更なる態様は形状鋳物を製造する方法であって、本発明の方法は、
Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウム、
である溶融金属塊を製造することを含んでいる。

アルミニウム合金製品を製造する本発明の方法の一実施例では、溶融金属塊をアルミニウム合金鋳物に鋳造することを含んでおり、鋳造として、インベストメント鋳造、低圧若しくは重力鋳造、永久若しくは半永久鋳型鋳造、スクイズ鋳造、ダイカスト鋳造、一方向性鋳造(directional casting)又は砂型鋳造がある。本発明の製造方法は、鋳型にチル及びライザーを設けることを含んでいる。本発明の一実施例において、溶融金属塊は、チキソトロピック金属塊(thixotropic metal mass)であり、アルミニウム合金製品の製造は、半固体鋳造又は成形を含んでいる。

＜発明の詳細な記述＞
表１は、本発明に係る様々な合金と比較用の従来合金Ｅ３５７の組成を示している。表１に示す合金について、機械的性質の試験を含む様々な試験を行ない、その試験結果を図１ａ〜図５に示している。

表１の値は、試験試料に含まれる様々な元素を重量％で示したものである。なお、一番左の合金欄に記載した数値は、合金中に含まれる銅と亜鉛の目標値である(但し、最終行の従来合金Ｅ３５７を除く)。

表１中、各試料について、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ及びＳｒの実際の含有量を重量％で示している。

表１に記載の組成を有する試料は、一方向性凝固試験用金型で鋳造し、機械的特性を調べた。得られた鋳造品は、次に、Ｔ６質別に熱処理を施した。試料は、鋳物の凝固速度の異なる領域から採取した。その後、試料の引張特性を、室温で評価した。

図１ａは、アルミニウム合金試料の引張強さを示しており、アルミニウム合金試料は、Ｓｉ約７％、Ｍｇ約０.５％を含み、ＣｕとＺｎの濃度は、図に記載したとおりである。図１の試料は、約１℃／秒の速度で凝固させた。これら試料のデンドライトアーム間隔(dendrite arm spacing(ＤＡＳ))は約３０ミクロンであった。合金の引張強さは、Ｚｎ濃度の増加(試験でのＺｎの最大含有量は約３.６１％)と共に大きくなることが認められる。同じように、引張強さは、Ｃｕ濃度の増加(試験でのＣｕの最大含有量は約３％)と共に大きくなることが認められる。Ｃｕ及び／又はＺｎを含む試料は、従来合金Ｅ３５７よりも高い強度を示した。

図１ｂは、図１ａと同様なデータを示しているが、図１ａのものと異なる点は、凝固速度が遅い約０.４℃／秒であるため、デンドライトアーム間隔が約６４ミクロンであったことである。最大引張強さを有する試料は、Ｃｕ約３％及びＺｎ約３.６１％の試料であった。図１ｂに示す試料は全てＣｕ及び／又はＺｎを含んでおり、従来合金Ｅ３５７よりも強度が大きかった。

図２ａは、アルミニウム合金試料の降伏強さを示しており、アルミニウム合金試料は、Ｓｉ約７％、Ｍｇ約０.５％を含み、ＣｕとＺｎの濃度は、図に記載したとおりである。これらの試料は、約１℃／秒の速度で凝固させた。これら試料のデンドライトアーム間隔(dendrite arm spacing(ＤＡＳ))は約３０ミクロンであった。合金の降伏強さは、Ｃｕの増加により顕著に大きくなり、またＺｎの増加と共に増大傾向を示した。最大降伏強さを有する試料は、Ｃｕ約３％及びＺｎ約４％の試料であった。Ｃｕ又はＺｎを含む全ての試料は、従来合金Ｅ３５７より大きな降伏強さを示した。

図２ｂは、図２ａと同様なデータを示しているが、図２ａのものと異なる点は、凝固速度が遅い約０.４℃／秒であるため、デンドライトアーム間隔が約６４ミクロンであったことである。最大降伏強さを有する試料は、Ｃｕ約３％及びＺｎ約４％の試料であった。Ｃｕ又はＺｎを含む試料は全て、従来合金Ｅ３５７よりも降伏強さが大きかった。

図３ａは、従来合金Ｅ３５７と、Ｃｕ及びＺｎを添加した様々な合金の伸びデータを表している。凝固速度は、１℃／秒で、デンドライトアーム間隔は約３０ミクロンであった。伸びが最もすぐれていたのは、Ｃｕ含有量が０％の合金であった。しかし、Ｚｎ濃度を２％から約４％まで増やすと、伸びは増加した。Ｚｎ約２％〜４％を含有する合金は、従来合金Ｅ３５７よりも大きな伸びを示した。

図３ｂは、図３ａと同様なデータを示しているが、図３ａのものと異なる点は、凝固速度が遅い約０.４℃／秒であるため、デンドライトアーム間隔が約６４ミクロンであったことである。前述したしたように、Ｃｕ含有量０％の合金が最も大きな伸びを示した。しかしながら、Ｃｕが０％、Ｚｎが２％〜４％の合金は、伸びに関して、Ｅ３５７より極く僅かに劣った。Ｚｎを２％〜４％含有する合金は、引張強さ及び降伏強さがＥ３５７より優れている点で重要である。

図４は、流動鋳型(fluidity mold)での鋳造結果を示す。前記と同様、試験は、Ｓｉ約７％、Ｍｇ約０.５％を含み、ＣｕとＺｎの含有量が異なるアルミニウム合金について実施した。図４の合金の大部分はＣｕ又はＺｎを含有しており、従来合金Ｅ３５７よりもすぐれた流動性を示した。Ｃｕ３％、Ｚｎ４％を含む合金が最もすぐれた流動性を示した。流動性は形状鋳物にとって重要であるが、それは、鋳造品のあらゆる部分に液体金属を供給するために、鋳型内の小さな通路を合金が流れる能力を左右するからである。

図５は、試験した合金の品質指数(Ｑ)に関するデータを示している。品質指数(Ｑ)は、計算による指数であって、最大引張強さ(ＵＴＳ)と、対数表示した伸び(Ｅ)を含んでいる。図５は、前記した２種類のデンドライトアーム間隔のデータをプロットしたグラフを示している。アーム間隔３０ミクロンのものは、冷却速度１℃／秒の試料であり、アーム間隔６４ミクロンのものは、冷却速度０.４℃／秒の試料である。図５に示されるように、一般的に、Ｚｎ濃度が高く、Ｃｕ濃度が低い試料について、最もすぐれた品質係数(Ｑ)が得られる。

表２は、本発明に係る合金の様々な組成を示しており、Ｃｕ、Ｍｇ及びＺｎの濃度は、室温及び高温で機械的特性の向上がもたらされるように選択した。表２中、試験した試料の種々元素の含有量を重量％で示している。各合金の残部は、本質的にアルミニウムからなる。なお、Ｓｒは結晶微細化材として含められている。

機械的性質試験のために、上記組成を有する試料から試験片を作製した。試験片は、インベストメント鋳造により、板状に形成した。インベストメント鋳造の冷却速度は、約０.５℃／秒よりも遅く、デンドライトアーム間隔(ＤＡＳ)は約６０ミクロン以上のオーダであった。鋳造後、試験板を、Ｔ６質別(temper)に熱処理した。一般的に、Ｔ６質別は、溶体化熱処理、クエンチング及び人工時効を含んでいる。試験板を切断し、機械的性質を調べた。具体的には、表２に記載の合金組成を含む試験片について、室温(２２℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、高温(１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、室温(２２℃)での引張降伏強さ(ＴＹＳ)、高温(１５０℃)での引張降伏強さ(ＴＹＳ)、高温(１５０℃)での伸び(Ｅ)、室温(２２℃)での伸び(Ｅ)、高温(１５０℃)での品質指標(Ｑ)、及び室温(２２℃)での品質指標(Ｑ)を調べた。試験結果は次の表３に示す。

表３の上記データから、室温(２２℃)での引張降伏強さ(ＴＹＳ)、室温(２２℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、室温(２２℃)での伸び(Ｅ)の回帰モデルを求めると次のとおりである。
室温(２２℃)でのＴＹＳ(ＭＰａ)＝３２２.０４−２５.９４６６*Ｍｇ(ｗｔ％)＋１９.５２７６Ｃｕ(ｗｔ％)−４.８１８９Ｚｎ(ｗｔ％)＋１.３５７６Ｓｉ(ｗｔ％)＋１９.０８Ｍｇ(ｗｔ％) Ｚｎ(ｗｔ％)−２.１５３５Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−１１９.５７Ｓｒ(ｗｔ％)
室温(２２℃)でのＵＴＳ(ＭＰａ)＝３７３.１８８−７１.５５６５*Ｍｇ(ｗｔ％)＋１４.５２５５Ｃｕ(ｗｔ％)−６.０７４３Ｚｎ(ｗｔ％)＋４.５７７４４Ｓｉ(ｗｔ％)＋２３.２１２Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−３.４２９６４Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)＋７９.２３８１Ｓｒ(ｗｔ％)
室温(２２℃)でのＥ(％)＝７.１１９−１１.５４８*Ｍｇ(ｗｔ％)−１.０５５Ｃｕ(ｗｔ％)−０.１１７Ｚｎ(ｗｔ％)＋０.７３９Ｓｉ(ｗｔ％)−０.８０１Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)＋０.１７３Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)＋１６.９０３Ｓｒ(ｗｔ％)。

表３の上記データから、高温(１５０℃)での引張降伏強さ(ＴＹＳ)、高温(１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、高温(１５０℃)での伸び(Ｅ)及び高温(１５０℃)での品質指標(Ｑ)の回帰モデルを求めると次のとおりである。
高温(１５０℃)でのＴＹＳ(ＭＰａ)＝２７９.４６５＋２９.７９２*Ｍｇ(ｗｔ％)＋１４.０Ｃｕ(ｗｔ％)＋０.４８２３Ｚｎ(ｗｔ％)−０.５０３Ｓｉ(ｗｔ％)＋６.５６６Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−１.９９８Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−３.６８６Ｓｒ(ｗｔ％)
高温(１５０℃)でのＵＴＳ(ＭＰａ)＝２９３.３＋１５.７２３*Ｍｇ(ｗｔ％)＋１８.３２Ｃｕ(ｗｔ％)＋０.４４１Ｚｎ(ｗｔ％)＋１.２２６４Ｓｉ(ｗｔ％)＋９.８１１Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−３.７３４４Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−１４５.６８２Ｓｒ(ｗｔ％)
高温(１５０℃)でＥ(ＭＰａ)＝１３.５７５−２０.４５４*Ｍｇ(ｗｔ％)−１.６７２Ｃｕ(ｗｔ％)−４.８１２Ｚｎ(ｗｔ％)＋１.１８４Ｓｉ(ｗｔ％)＋８.１３８Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)＋０.０１４Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−２６.６５Ｓｒ(ｗｔ％)
高温(１５０℃)でのＱ(ＭＰａ)＝４４７.３５９-１３８.３３１*Ｍｇ(ｗｔ％)−０.４３８１Ｃｕ(ｗｔ％)−６５.２８５Ｚｎ(ｗｔ％) +１４.３６Ｓｉ(ｗｔ％)＋１３０.６９Ｍｇ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)−６.０４３Ｃｕ(ｗｔ％)Ｚｎ(ｗｔ％)+４０５.７１Ｓｒ(ｗｔ％)

高温(１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、高温(１５０℃)での伸び(Ｅ)及び高温(１５０℃)での品質指標(Ｑ)の回帰モデルを、図６〜図８にプロットして示す。

図６のグラフは、Ｍｇ及びＣｕ濃度が異なる合金組成物について、高温(１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)(ＭＰａ)を、増加するＺｎ濃度(ｗｔ％)の関数としてプロットしたものである。具体的には、基準線(15)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約３ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(20)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約３ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(25)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(30)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(35)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(40)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(45)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものであり、基準線(50)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものである。

図６に描かれたグラフと、表３に記載されたデータを参照すると、基準線(15)(20)(25)(30)の合金で示されるように、合金のＣｕ濃度が約２ｗｔ％以上に増加すると、Ｚｎの含有は合金の高温での最大引張強さ(ＵＴＳ)にマイナスの効果を及ぼすことがわかる。また、基準線(35)(40)(45)(50)の合金で示されるように、合金のＣｕ濃度が約２ｗｔ％未満に減少すると、Ｚｎの含有は合金の高温での最大引張強さ(ＵＴＳ)にプラスの効果を及ぼすことがわかる。理論に拘束されることを望まないが、Ｃｕ含有量の多い合金の強度にＺｎがマイナスの効果を及ぼすのは、ＺｎとＣｕの相互作用によって形成される粒子が、Ｔ６熱処理工程の溶体化熱処理中に固溶しないためと考えられる。固溶しない粒子は、鋳物の強度及び伸び特性を低下させると考えられる。

図６をさらに参照すると、本発明の幾つかの実施例において、基準線(15)(25)(35)(45)の合金に示されるように、Ｍｇ０.６ｗｔ％を含む合金は、基準線(20)(30)(40)(50)で示されるＭｇ濃度約０.５ｗｔ％オーダの類似組成の合金と比べて、高温での最大引張強さ(ＵＴＳ)が大きいことを示している。

図７に描かれたグラフは、Ｍｇ及びＣｕ濃度が異なる合金組成物について、高温(１５０℃)での伸び(％)を、増加するＺｎ濃度(ｗｔ％)の関数としてプロットしたものである。具体的には、基準線(55)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約３ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(60)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約３ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(65)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(70)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(75)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(80)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(85)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものであり、基準線(90)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものである。

図７に描かれたグラフと、表３に記載されたデータを参照すると、発明合金のＣｕ濃度が増加すると、合金の伸びにマイナス効果を及ぼすことがわかる。例えば、Ｍｇ濃度が０.６ｗｔ％である基準線(55)(65)(75)(85)を参照すると、Ｃｕの含有量が多いほど、合金の伸びは低下することがわかる。また、Ｃｕ濃度は、Ｍｇ濃度が約０.５ｗｔ％である基準線(60)(70)(80)(90)に示される合金に対しても同様の効果を有することを示している。

表３及び図７をさらに参照すると、本発明の一実施例において、発明合金のＺｎ含有量が増加すると、基準線(60)(70)(80)(90)に示されるように、Ｍｇの含有量が少ない(例えば０.５ｗｔ％のオーダ)ときは、合金の伸びを大きくすることがわかる。本発明の一実施例において、発明合金のＺｎ含有量が増加すると、基準線(55)(65)(75)(85)に示されるように、Ｍｇの含有量が多い(例えば０.６ｗｔ％のオーダ)ときは、合金の伸びを低下させることがわかる。Ｚｎ含有量が２.５ｗｔ％よりも多い場合、Ｍｇは、伸びにプラスの効果を及ぼし、Ｚｎ含有量が２.５ｗｔ％より少ない場合、伸びにマイナスの効果を及ぼす。例えば、合金中のＣｕ含有量が３.０ｗｔ％で等しい基準線(55)(60)を参照すると、合金のＺｎ含有量が２.５ｗｔ％以上のとき、Ｍｇ濃度が０.５ｗｔ％から０.６ｗｔ％に増加すると、品質指標(Ｑ)は向上する。さらにまた、Ｍｇ濃度は、Ｃｕ３.０ｗｔ％未満の合金に対して同様の効果を及ぼす。

図８に描かれたグラフは、Ｃｕ及びＭｇの濃度が異なる本発明のＡｌＳｉＭｇ合金について、高温(１５０℃)での品質指標(Ｑ)をＺｎ含有量の関数としてプロットしたものである。具体的には、基準線(95)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約３ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(100)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(105)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(115)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約２ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(75)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(120)は、Ｍｇ約０.５ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものであり、基準線(125)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％及びＣｕ約１ｗｔ％を含む本発明合金をプロットしたものであり、基準線(85)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものであり、基準線(130)は、Ｍｇ約０.６ｗｔ％を含み、Ｃｕ０ｗｔ％である本発明合金をプロットしたものである。前述のとおり、品質指数(Ｑ)は、計算による指数であって、最大引張強さ(ＵＴＳ)と、対数表示した伸び(Ｅ)を含んでいる。

図８及び表３のデータを参照すると、本発明の合金では、Ｃｕの含有量が増えると、一般的には、最大引張強さ(ＵＴＳ)及び／又は引張降伏強さ(ＴＹＳ)を増加させるが、一方では、伸びを低下させて、合金の品質指標(Ｑ)を低下させることがある。Ｍｇは、一般的には、Ｃｕ及びＺｎ(但し、Ｚｎ含有量は１.２ｗｔ％以上)を含む本発明合金の品質指標にプラスの効果を与える。例えば、Ｃｕ濃度が３.０ｗｔ％である基準線(95)(105)を参照すると、Ｚｎの含有量が１.２ｗｔ％以上であるとき、Ｍｇ濃度が０.５ｗｔ％から０.６ｗｔ％に増加すると、品質指標(Ｑ)が向上することがわかる。また、Ｍｇ濃度は、Ｃｕ濃度が約３.０ｗｔ％よりも少ない合金に対しても同様の効果を有することを示している。本発明の幾つかの実施例では、Ｃｕ濃度の多いＡｌＳｉＭｇ合金(例えば、基準線(95)(100)(105)(120)で示される合金)は、Ｃｕ濃度が増加すると、品質指標(Ｑ)の値が低下する。
減少する。本発明の幾つかの実施例では、基準線(115)(125)(130)で示されるように、Ｍｇ含有量が約０.６ｗｔ％のオーダで、Ｃｕ含有量が約２.５ｗｔ％より少ないとき、Ｚｎの含有によって合金の品質指標(Ｑ)が向上する。

表３に記載の合金組成は、発明合金の例示であって、発明は、それらに限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された成分及び範囲を有する全ての組成物は、この発明の範囲内である。本発明の範囲内である合金組成のさらなる例は、図９の表に示されている。図９は、例示した組成の合金について、引張降伏強さ(ＴＹＳ)、最大引張強さ(ＵＴＳ)、伸び(Ｅ)及び品質指標(Ｑ)を含んでおり、ＴＹＳ、ＵＴＳ、Ｅ及びＱは、室温(２２℃)のＴ６質別試験試料から得たものである。

図９の表の最終行は、インベストメント鋳造によって製造し、Ｔ６質別のＥ３５７合金の試験片について、合金組成、室温(２２℃)での機械的性質(引張降伏強さ(ＴＹＳ)、最大引張強さ(ＵＴＳ)、伸び(Ｅ)及び品質指標(Ｑ))を示している。なお、Ｅ３５７合金は従来合金で、比較のために含めている。図９をさらに参照すると、Ｅ３５７は、２２℃での最大引張強さ(ＵＴＳ)が２７５ＭＰａ、伸び(Ｅ)が約５％である。約１５０℃の温度では、Ｅ３５７のインベストメント鋳造及びＴ６質別試料は、最大引張強さ(ＵＴＳ)が２６０ＭＰａ、引張降伏強さ(ＴＹＳ)が２５０ＭＰａ、伸び(Ｅ)が約７％、品質指標(Ｑ)が３８７ＭＰａである。

本発明の一実施例において、本発明のアルミニウム合金は、Ｓｉ：４％〜９％、Ｍｇ：０.１〜０.７％、Ｚｎ：５％未満、Ｆｅ：０.１５％未満、Ｃｕ：４％未満、Ｍｎ：０.３％未満、Ｂ：０.０５％未満、Ｔｉ：０.１５％未満であり、インベストメント鋳造のＴ６熱処理品では、同じ様に製造されたＥ３５７鋳造品と比べて、１５０℃での最大引張強さ(ＵＴＳ)は２０％〜３０％大きい。

本発明の望ましい一実施例において、Ｃｕ含有量が２ｗｔ％以下、Ｚｎ含有量が３ｗｔ％〜５ｗｔの発明合金は、インベストメント鋳造のＴ６熱処理品では、同じ様に製造されたＥ３５７鋳造品と比べて、１５０℃での最大引張強さ(ＵＴＳ)は１０％〜２０％大きい。

本発明の望ましい他の実施例において、Ｃｕ含有量が２ｗｔ％より多く、Ｚｎを含まない発明合金は、インベストメント鋳造のＴ６熱処理品では、同じ様に製造されたＥ３５７鋳造品と比べて、１５０℃での最大引張強さ(ＵＴＳ)は２０％〜３０％大きい。

高い引張降伏強さ(ＴＹＳ)及び高い最大引張強さ(ＵＴＳ)を有する合金としては、Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.４５〜約０.５５％、Ｃｕ：約２〜３％、Ｚｎ：０％を含む合金が好ましい。

高い引張降伏強さ(ＴＹＳ)及び高い最大引張強さ(ＵＴＳ)を有する合金としては、Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５５〜約０.６５％、Ｃｕ：２％未満、Ｚｎ：３％〜５％を含む合金が好ましい。

強度と伸びの両方が良好な合金としては、Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％、Ｃｕ：微量、Ｚｎ：約４％を含む合金が好ましい。

流動性が良好な合金としては、Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％、Ｃｕ：約３％、Ｚｎ：約４％を含む合金が好ましい。

上記データは、様々な望ましい性質を有する鋳造合金群であることを示唆している。用途に応じて、好ましい特性は異なる。

本発明合金は、インベストメント鋳造、低圧若しくは重力鋳造、永久若しくは半永久鋳型鋳造、スクイズ鋳造、高圧ダイカスト鋳造又は砂型鋳造により、有用な製品に鋳造されることができる。

本発明の実施例を例示したが、当該分野の専門家であれば、多くの変更及びその他の実施形態を成し得るであろう。それゆえ、特許請求の範囲は、発明の精神及び範囲に含まれる前記変更及び実施態様を含むものと理解されるべきである。

Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、１℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での引張強さのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、０.４℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での引張強さのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、１℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での降伏強さのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、０.４℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での降伏強さのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、１℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での伸びのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金を、０.４℃／秒の速度で一方向性凝固した試料について、室温での伸びのデータを示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金の試料について、流動性試験の結果を示すグラフである。Ｓｉ：約７％、Ｍｇ：約０.５％を含み、ＺｎとＣｕの含有量が異なるアルミニウム合金の試料について、室温での最大引張強さ及び伸びを基にした品質指標を示すグラフである。インベストメント鋳造及びＴ６熱処理を施して製造された７Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ合金の試験片について、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｎの濃度が、高温(約１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)に及ぼす影響を示すグラフである。インベストメント鋳造及びＴ６熱処理を施して製造された７Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ合金の試験片について、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｎの濃度が、高温(約１５０℃)での伸び(Ｅ)に及ぼす影響を示すグラフである。インベストメント鋳造及びＴ６熱処理を施して製造された７Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ−Ｚｎ合金の試験片について、Ｍｇ、Ｃｕ及びＺｎの濃度が、高温(約１５０℃)での品質指標(Ｑ)に及ぼす影響を示すグラフである。本発明の合金と比較用の従来合金(Ｅ３５７)を含む表であって、インベストメント鋳造及びＴ６熱処理を施して製造された各合金組成の試料について、高温(１５０℃)での最大引張強さ(ＵＴＳ)、引張降伏強さ(ＴＹＳ)、伸び(Ｅ)及び品質指標(Ｑ)のデータを示している。

Claims

Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１％〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウムからなる、アルミニウム鋳造合金。
Ｃｕは約２％以下、Ｚｎは約３％〜約５％である請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金。
Ｍｇは約０.５５〜０.６５％であり、Ｓｉは約７％である請求項２に記載のアルミニウム鋳造合金。
Ｃｕは約２％よりも多く、Ｚｎは約３％未満である請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金。
Ｍｇは約０.４５〜０.５５％であり、Ｓｉは約７％である請求項４に記載のアルミニウム鋳造合金。
Ｅ３５７合金鋳物よりも高い強度特性を有している請求項１に記載のアルミニウム鋳造合金。
Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１％〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウムからなる、形状鋳物。
Ｔ５状態又はＴ６状態に熱処理されている、請求項７に記載の形状鋳物。
Ｃｕは約２％以下、Ｚｎは約３％〜約５％、Ｍｇは０.５５〜０.６５％であり、Ｓｉは約７％である、請求項８に記載の形状鋳物。
Ｔ６状態に熱処理された形状鋳物の高温での最大引張強さは、同様に加工されたＥ３５７合金から形成された鋳物より１０％〜２０％大きい、請求項９に記載の形状鋳物。
高温は１００℃〜２５０℃の範囲である、請求項１０に記載の形状鋳物。
Ｃｕは２％よりも多く、Ｚｎは約３％未満、Ｍｇは約０.４５〜０.５５ｗｔ％、Ｓｉは約７％である請求項８に記載の形状鋳物。
Ｔ６状態に熱処理された形状鋳物は、高温での最大引張強さが、Ｅ３５７合金から同じ様に加工された鋳物よりも２０％〜３０％大きい、請求項１２に記載の形状鋳物。
高温は１００℃〜２５０℃の範囲である、請求項１３に記載の形状鋳物。
アルミニウム合金の形状鋳物を製造する方法であって、
Ｓｉ：４％〜９％、
Ｍｇ：０.１％〜０.７％、
Ｚｎ：５％以下、
Ｆｅ：０.１５％未満、
Ｃｕ：４％未満、
Ｍｎ：０.３％未満、
Ｂ：０.０５％未満、
Ｔｉ：０.１５％未満、
残部本質的にアルミニウムからなる溶融金属塊を調製し、
該溶融金属塊からアルミニウム合金製品を形成する、
ことを含んでいるアルミニウム合金形状鋳物の製造方法。
アルミニウム合金製品の形成は、インベストメント鋳造、低圧鋳造若しくは重力鋳造、永久鋳型鋳造若しくは半永久鋳型鋳造、スクイズ鋳造、ダイカスト鋳造、一方向性鋳造、又は砂型鋳造により、溶融金属塊をアルミニウム合金鋳物に鋳造することを含んでいる、請求項１５に記載の方法。
チル及びライザーを有する鋳型を準備し、
前記鋳型内で溶融金属塊を鋳造してアルミニウム合金製品を形成する、
ことをさらに含んでいる請求項１６に記載の方法。
前記鋳物をＴ５状態又はＴ６状態に熱処理する、ことをさらに含んでいる請求項１５に記載の方法。
Ｃｕは２％よりも多く、Ｚｎは約３％未満、Ｍｇは０.４５〜０.５５％、Ｓｉは約７％である請求項１５に記載の方法。
Ｃｕは約２％以下、Ｚｎは約３％〜約５％、Ｍｇは０.５５〜０.６５％であり、Ｓｉは約７％である、請求項１５に記載の方法。
溶融金属塊は、チキソトロピック金属塊を含み、アルミニウム合金製品の形成は半固体鋳造又は成形することを含んでいる請求項１５に記載の方法。