JP2016098435A - 自動車外板用アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
高張力アルミニウム合金は、アルミニウムに銅を添加したものであって、強度が大きく、代表的なものとしてジュラルミンが挙げられる。これにマグネシウムを添加した超ジュラルミン、さらに亜鉛を添加した超超ジュラルミンが、航空機の材料として用いられている。
また、鋳造工程中に粉末形態の強化相を投入する場合、Al溶湯での損失、濡れ性、分散性の問題が発生し、ベース合金を改良せずに強化相のみを添加する場合には、目標とする弾性を達成するために強化相の添加量が増加するため、コストが上昇するだけでなく、工程制御が困難となるという問題点が発生した。
これまでに、カーボンナノチューブ(CNT)などの高価の材料を用いなくても、従来のアルミニウム合金に比べ優れた弾性を有し、高圧鋳造を含む一般的な全ての鋳造工程に適用可能なアルミニウム合金として、「ホウ化チタンを含むアルミニウム鋳造材及びその製造方法(韓国特許出願公開第10−2012−0059256)」などが公開されている。
しかし、粉末形態の強化相を投入する場合、アルミニウム溶湯での損失、濡れ性、分散性などの問題が発生することや、強化相の添加量増加により製造コストが上昇し、工程制御が困難となる問題は解消できていない。
Ti、B、Mg、および残部のAlからなる組成を有し、Ti:B:Mgの組成比が1:2.0〜2.5:5.0〜6.0であり、Bが1.1〜2.5wt%で構成され、強化相としてAlB2相およびTiB2相の両方を含むことを特徴とする。
溶融炉のAl溶湯にAl−Ti母合金、Al−B母合金または75wt%のAl塩化合物をTi:B:Mgの組成比が1:2.0〜2.5:5.0〜6.0を満たすように装入する装入段階と、
自発反応により、強化相としてAlB2相およびTiB2相が生成されるとともに分散されるように、攪拌子を用いて溶湯を攪拌する攪拌段階と、
を含むことを特徴とする。
また、アルミニウム溶湯内での自発反応により生成されたTiB2相およびAlB2相を最適の条件で攪拌することで、強化相としてホウ化(Boride)化合物を均一に分散させることができる。
本発明の一実施例による自動車外板用アルミニウム合金は、強化相としてAlB2相およびTiB2相の両方を含むことで、弾性、成形性、および耐デント性を同時に向上させることを特徴とする。
図1は、Digimatプログラムを利用して、強化相の種類別特性およびそれによる弾性寄与度を示した図面である。
図1に示すように、弾性寄与度は、強化相自体の弾性だけでなく、強化相の形状、密度などが複合的に作用するものであって、強化相自体の弾性が大きいとしても、密度などの特性によって弾性増加率が変わり得ることが分かる。
したがって、強化相の自体弾性だけでなく、その形状および密度などを複合的に考慮すべきである。比較的球状に近い形状を有しており、弾性増加率が比較的高いTiB2相、AlB2相、およびMgB2相などが強化相として好ましい。
これにより、Al−Mg系アルミニウム合金として、Mgが0.5〜5wt%含有する汎用5000系アルミニウム合金に比べ、類似の鋳造温度を有しながらも、弾性、成形性、および耐デント性を同時に向上させる効果がある。
その結果、素材の成形性を低下させるAl3Ti相の生成を最小化しながらも、AlB2相およびTiB2相が生成されるとともに、残りのBがMgと反応して強化相としてMgB2相をさらに生成することで、弾性、成形性、および耐デント性を同時に向上させることができる。
表1および表2に示す通り、Bの含量が、AlB2相およびTiB2相が同時に生成可能な臨界値である1.1wt%以上であって、本発明の実施例によるTi:B:Mgの組成比を満たす場合、弾性係数が73GPa以上、成形性を示すDASが19μm以下、降伏/引張強度の比率が75以上、引張/降伏差が110以上であり、弾性、成形性、および耐デント性が比較例に比べ向上することが分かる。
その理由は、Bの含量が1.1wt%未満である場合には、AlB2相の生成量が少なくなり、TiB2相のみが生成されるため、弾性の向上において限界があり、Bの含量が1.1wt%を超え、Mgの含量が5wt%未満である場合には、強度が増加して耐デント性は向上されるものの、弾性および成形性が低下するという問題があり、Mgの含量が6wt%を超える場合には、融点が800℃以上となって、実際に鋳造工程に適用する際に溶湯に多量の酸化物系介在物が生じ、溶湯中のガス濃度が高くなるため、鋳造品の内部品質に悪影響を与えるためである。
一方、Tiは1wt%以下の含量で添加されることが好ましい。その理由は、Tiの含量が1wt%を超える場合、その形状が長軸と短軸の差の大きい楕円球状であるAl3Ti相が生成されて、成形性が低下するためである。
表1から3に示す通り、本発明の実施例にしたがってTi:B:Mgの組成比を1:2.0〜2.5:5.0〜6.0とする場合、比較材と類似の成形性を示しながらも、弾性が約6%以上増加し、耐デント性(降伏/引張の比率)が約15%増加することが分かる。
したがって、本発明の実施例による自動車外板用アルミニウム合金は、従来の5000系アルミニウムに比べ部品の剛性およびNVH特性を向上させることができ、自動車の製造時における補強設計を最小化することができるため、車体を軽量化するとともに、製造コストを低減する効果がある。
装入段階は、Al−Ti母合金、Al−B母合金または75wt%のAl塩化合物の何れか1つ以上を装入して、溶湯の組成比がTi:B:Mg=1:2.0〜2.5:5.0〜6.0を満たすようにすることが好ましい。
溶湯に装入するAl−Ti母合金は、Ti:5〜20wt%および残部のAlからなり、Al−B母合金は、B:3〜10wt%および残部のAlからなる。
この際、余分のBはMgと反応して、強化相としてMgB2を追加生成し、成形性、弾性、および耐デント性を向上させる効果がある。
攪拌子の長さおよび攪拌速度は、強化相の反応速度および分散に影響を与える要素であって、攪拌子としては、溶融炉の40%以上の長さを有するものを用いなければならない。また、攪拌速度が500rpm未満である場合には、成形性および衝撃特性に不利なAl3Ti相が生成され、TiB2相の生成量が足りなくなるため、成形性および衝撃特性が低下する。
また、生成された強化相が溶湯内に均一に分散されず、溶湯の部位毎に物性のばらつきが発生する問題をもたらす恐れがある。
Claims (6)
- Ti、B、Mg、および残部のAlからなる組成を有し、Ti:B:Mgの組成比が1:2.0〜2.5:5.0〜6.0であり、Bが1.1〜2.5wt%で構成され、強化相としてAlB2相およびTiB2相の両方を含むことを特徴とする自動車外板用アルミニウム合金。
- Mg:0.5〜5wt%、Ti:0.55〜1.0wt%、B:1.1〜2.5wt%、および残部のAlからなり、Ti:B:Mgの組成比が1:2.0〜2.5:5.0〜6.0であり、強化相としてAlB2相、TiB2相、およびMgB2相を全て含むことを特徴とする請求項1に記載の自動車外板用アルミニウム合金。
- アルミニウム合金を製造する方法であって、
溶融炉のAl溶湯にAl−Ti母合金、Al−B母合金または75wt%のAl塩化合物をTi:B:Mgの組成比が1:2.0〜2.5:5.0〜6.0を満たすように装入する装入段階と、
自発反応により、強化相としてAlB2相およびTiB2相が生成されるとともに分散されるように、攪拌子を用いて溶湯を攪拌する攪拌段階と、
を含むことを特徴とする自動車外板用アルミニウム合金の製造方法。 - 前記攪拌子は、前記溶融炉の直径の0.4倍以上の長さを有するように形成され、
前記攪拌する過程では、500rpm以上の速度で前記溶湯を攪拌することを特徴とする請求項3に記載の自動車外板用アルミニウム合金の製造方法。 - 前記Al−Ti母合金が、Ti:5〜20wt%および残部のAlからなることを特徴とする請求項3に記載の自動車外板用アルミニウム合金の製造方法。
- 前記Al−B母合金が、B:3〜10wt%および残部のAlからなることを特徴とする請求項3に記載の自動車外板用アルミニウム合金の製造方法。
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