JP3921314B2

JP3921314B2 - Aluminum alloy cast material excellent in impact fracture strength and method for producing the same

Info

Publication number: JP3921314B2
Application number: JP24979299A
Authority: JP
Inventors: 洋樹澤田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1999-09-03
Filing date: 1999-09-03
Publication date: 2007-05-30
Anticipated expiration: 2019-09-03
Also published as: JP2001073056A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車のサスペンション部品などの輸送機の構造材用に好適な、衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材、更にアルミニウム合金鋳造材の製造方法 (以下、アルミニウムを単にAlと言う) に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
周知の通り、建築物や構造物、或いは鉄道車両、航空機、船舶、自動車、自動二輪、自転車等の輸送機等の構造部材や構造部品 (これらを総称して構造材と言う) に、例えば、自動車などの輸送機材の構造材あるいはナックル、ロアアーム、アッパーアームなどのサスペンション部品用として、軽量化を目的として、鋼材に代わり、Al合金材が使用され始めている。
【０００３】
これらAl合金構造材の製造方法としては、製造コストの低減や、複雑形状部品への加工の点から、一般的に鋳造法や鍛造法などが用いられる。特に、Al合金鋳造材で、高強度で高靱性などの機械的性質を有し、構造材として重要な破壊に対して信頼の高い構造材ができれば、鍛造や圧延などの塑性加工工程が省略できる等、製造コスト的に最も有利となる。
【０００４】
従来のAl合金鋳造材は、ダイカスト法、砂型鋳造法、金型鋳造法、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) などの種々の鋳造方法によって鋳込まれたAl合金材をT6などの溶体化処理後焼き入れを行い、人工時効硬化処理を施して製造される。
【０００５】
これら鋳造法の内、特に、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) は、前記他の鋳造法に比して、構造材として重要な破壊に対して信頼の高い構造材ができ、Al合金構造材の製造方法として主流となっている。
【０００６】
この高圧鋳造法は、高圧下で溶湯を凝固させる (溶湯の凝固過程を制御するために加圧する) 鋳造法であって、この点、溶湯を鋳型キャビティに注入させるために加圧するダイカスト法とは区別される (また、ダイカスト法は肉厚の異なる部位を有するサスペンション部品など本発明が対象とする構造材の製造には不適である) 。そして、より具体的には、溶解炉から横型乃至縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管などを介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却する方式である。
【０００７】
そして、この高圧鋳造法は、スリーブ内にAl合金溶湯を流し込む際の、空気の巻き込みを防止でき、スリーブ内のAl合金溶湯の空気との接触面積を少なくすることができるため、空気や酸化物の巻き込みが少ない。更に、溶湯を加圧して冷却するために、引け巣等の鋳造欠陥が抑制され、また、冷却速度を早めることができるため、凝固結晶粒やデンドライト二次アーム間隔(DAS) を細かくすることが可能となる。この結果、前記他の鋳造方法に比較して、Al合金鋳造材の鋳造欠陥を抑制し、より高強度で高靱性化することが可能となる。また、鋳造ロット毎の品質の安定性や量産性にも優れている。したがって、特に素材の耐破壊性などの信頼性が要求される、構造材用のAl合金鋳造材の製造方法として、高圧鋳造法は適している。
【０００８】
この高圧鋳造法を用いて、構造材用のAl合金鋳造材を製造しようとする場合、Al合金としては、鋳造性と機械的性質が優れており、Siを6.5 〜7.5% (質量% 、以下同じ) 含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等の Al 鋳造用合金が用いられている。そして、鋳造材の高強度化乃至高靱性化のために、前記他の鋳造法と同じく、Al合金材のSiやMgなどの合金元素を固溶させる溶体化処理後に焼入れし、その後、前記合金元素を化合物として析出させる高温での人工時効硬化処理を行う。
【０００９】
しかし、近年、前記自動車などのサスペンション部品などのAl合金構造材自体は軽量化のために、より薄肉化される傾向にあり、構造材用Al合金鋳造材も、薄肉化された状態で、より優れた耐破壊性、即ちより優れた衝撃破壊強度を発揮することが要求されている。
【００１０】
この要求に対し、現状の高圧鋳造法を用いた、構造材用のAl合金鋳造材では、必ずしも期待通りに衝撃破壊強度が高くならず、この種用途に要求される耐衝撃破壊性を満足できないという問題があった。
【００１１】
この耐衝撃破壊性の問題を、より具体的に説明すると、自動車などのサスペンション部品としての、図1 に示すような形状の、アーム類などの輸送機用の構造材では、軽量化のための薄肉化が前提となっている。また、他の構造材との関連や全体形状の制約からも、構造材の靱性や伸びを高めるためには、建築物などのような構造材と違い、構造材自体を大きく乃至厚肉化することができない。したがって、輸送機用の構造材では、比較的小型乃至薄肉化された部材として、前記高い耐衝撃破壊性を有する必要があるという、他の構造材用途には無い、課題を有する。
【００１２】
また、特に、前記アーム類などでは、図1 に示すように、アーム1 の取り付け部2 における可動代を確保するために、取り付け部 (突起部) の付け根部T₂、T₃、T₄では、設計上、特に細径化された形状を有する。この細径化部分は、細径化されているがゆえに、アームの他の部分よりも、衝撃などの外力によって破壊しやすくなる。また、この他、アームの中央部T₁も、常時、かつ種々の方向からの応力や衝撃などの負荷が集中するために、破壊しやすくなる。
【００１３】
したがって、重要保安部品と呼ばれる、これら輸送機用の構造材では、軽量化のために、構造材の厚みを、部位によっては、15mm以下の薄肉とすることを前提に、前記アームの細径化部分や中央部など、形状や構造上、より破壊しやすくなっている部位の耐衝撃破壊性を向上させる必要があるという困難性がある。
【００１４】
従来から、構造材用のAl合金鋳造材の、構造材としての高強度化や高靱性化のための改善は種々提案されている。例えば、「Al基合金の強度と破壊特性」 (軽金属学会、平成9 年9 月1 日発行) では、Al鋳造用合金の破壊特性に及ぼす、種々の要因について解明が行われている。この中でも、特に、AC4CH など、Al-Si 系、Al-Si-Mg系のAl鋳造用合金について、12頁〜19頁には、Al鋳造用合金の破壊特性に悪影響を及ぼす要因として、非金属介在物、デンドライトの粗密度 (広間隔) 、ガス成分、Fe等の不純物等が挙げられている。
【００１５】
そして、これら非金属介在物、ガス成分、Fe等の不純物等の低減等が、破壊強度を高める手段として提案されている。また、鋳造の際に生成する共晶Siの粗大化や針状化も破壊の起点となり、破壊強度を高めるためには、共晶Siを微細化および形態を粒状化させる必要があることが開示されている。
【００１６】
また、共晶Siの微細化および形態の粒状化のために、合金元素として、Na、Sr、Sb、或いはLi等を添加して、靱性を強化する方法も開示されている。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記非金属介在物、ガス成分、Fe等の不純物等は、鋳物の溶解原料から必然的に混入し、これらを低減するためには、溶解原料にリサイクル材ではなく、新しい地金が必要になり、溶解鋳造工程でも、これら不純物低減のための工程付加やや設備等が必要になる。このため、破壊強度の向上を不純物の低減のみに依存する方法では、どうしてもAl合金鋳造材のコストアップに繋がる。また、前記Na、Sr、Sb、或いはLi等の合金元素の添加も、添加量が多ければ、却って共晶Siの粗大化 (靱性低下) を招くことになり、添加量に限界があり、効果の点でも限界があるとともに、Al合金鋳造材のコストアップに繋がる。
【００１８】
また、破壊強度の向上を目的として、デンドライトの密度を緻密化するためには、鋳造時の冷却速度を大きくする必要がある。しかし、冷却速度が大きくなると、逆に、前記ガスの巻き込み量も大きくなって、却って、破壊強度を低下させてしまうことにも繋がる。
【００１９】
したがって、現状の高圧鋳造法を用いたAl合金鋳造材では、要求される耐衝撃破壊性を満足するものはなく、特に、前記重要保安部品などの構造材へのAl合金鋳造材の適用が妨げられていたのが実情である。
【００２０】
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、特に、前記重要保安部品などの構造材で、しかも15mm以下の薄肉部位を有する構造材に好適な、耐衝撃破壊性 (衝撃破壊強度) に優れた、高圧鋳造法によるAl合金鋳造材およびその製造方法を提供しようとするものである。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
この目的を達成するために、本発明衝撃破壊強度に優れたAl合金鋳造材の要旨は、AC4CH 、 AC4C 、 AC4B 、 AC4D のいずれかの JIS 規格から選択される鋳造用 Al 合金組成を有し、高圧鋳造法により鋳込まれ、溶体化処理および人工時効硬化処理が施されたAl合金鋳造材であって、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径 (円相当径) が3.5 μm 以下およびアスペクト比が1.4 以下であり、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ_0.2)が230N/mm²以上、シャルピー衝撃値が12J/cm²以上、および伸びが17% 以上であることとする。
【００２２】
この内、Al合金鋳造材の製造上、衝撃破壊強度を確実に向上させるためには、好ましくは、前記溶体化処理を鋳造時の組織中の共晶Siの最大径が粗大化しない２時間以下の時間で行う (請求項2 に対応) 。
【００２３】
また、Al合金鋳造材の成分組成上、衝撃破壊強度を確実に向上させるために、好ましくは、Al合金鋳造材に含まれるFeを0.2%以下に規制する (請求項3 に対応) 。
【００２４】
そして、Al合金鋳造材のより高強度化のために、好ましくは、 Al合金鋳造材に含まれるSi量を6.5 〜7.5%とする。
【００２５】
更に、本発明Al合金鋳造材の最も好適な用途としては、輸送機の構造材用であり、厚みが15mm以下の部位を有する輸送機の構造材用である。
【００２６】
また、本発明のAl合金鋳造材の製造方法の要旨は、前記衝撃破壊強度に優れたAl合金鋳造材を得るために、AC4CH 、 AC4C 、 AC4B 、 AC4D のいずれかの JIS 規格から選択される鋳造用 Al 合金組成を有するアルミニウム合金溶湯を高圧鋳造法により鋳込んだ後、鋳造材の溶体化処理を、500 〜580 ℃の温度で2.0 時間以下行い、更に、人工時効硬化処理を行うことである。
【００２７】
本発明者らは、鋳造により晶出する晶出物と、鋳造および熱処理されたAl合金組織の特性との関係について検討した結果、鋳造により晶出する共晶Siが、前記衝撃破壊強度と深く関わっていることを知見した。
【００２８】
即ち、Siを2.0%以上含むAl合金においては、鋳造により、必然的に共晶SiがAl合金組織中に晶出する。この共晶Siは、構造材に衝撃等の応力が負荷された場合に、破壊の起点 (ディンプルの起点）となりやすい。そして、Al合金組織中に存在する共晶Siの粒径が大きく、かつ長い形状を有している場合には、重要保安部品である前記輸送機用の構造材では、前記アームの細径化部分や中央部等、形状や構造上、比較的小型乃至薄肉化された、より破壊しやすくなっている部位で、特に破壊の起点となりやすく、衝撃破壊強度を低下させる。
【００２９】
Al合金鋳造材の分野において、従来からも、Al合金組織中に存在する共晶Siが靱性を阻害することは、前記した通り、一般的に公知である。しかし、高圧鋳造法により鋳込まれるAl合金鋳造材の分野において、溶体化処理を受けた組織中の共晶Siの形態と、構造材としての衝撃破壊強度との関係は必ずしも明確ではなかった。
【００３０】
例えば、従来の砂型鋳造法、金型鋳造法を含め、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材でも、通常、500 〜580 ℃×5 〜12時間の溶体化処理を施す。そして、砂型鋳造法、金型鋳造法などにおけるAl合金鋳造材の組織中に存在する共晶Siは、前記通常の溶体化処理前後で、長細い形状から丸い形状に形態は変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しない。
【００３１】
しかし、一方、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材では、前記通常の溶体化処理を施した場合、Al合金組織中に存在する共晶Siの形態も、長細い形状から丸い形状に変化するとともに、その大きさ (最大径) も変化し、しかも溶体化処理時間によって著しく粗大化する事実を本発明者らは知見した。
【００３２】
言い換えると、従来の砂型鋳造法、金型鋳造法などによって鋳込まれたAl合金鋳造材では、前記比較的長時間の溶体化処理を施すことによって、SiやMgの固溶 (溶体化) が進む一方で、共晶Siの大きさは変わらず、形態のみが丸い形状に変化するため、構造材としての衝撃破壊強度にとって好ましい形態となる。
【００３３】
これに対し、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材では、通常の、前記比較的長時間の溶体化処理を施すことによって、SiやMgの固溶 (溶体化) が進み、共晶Siの形態も丸い形状に変化する点は他の鋳造材と同じであるものの、共晶Siの最大径が粗大化するため、構造材としての衝撃破壊強度は著しく低下するという逆の減少が生じることになる。
【００３４】
更に、本発明者らが知見したところによれば、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材は、温度条件にもよるが、概ね2 時間を越える溶体化処理では、前記共晶Siの最大径の粗大化が生じ、概ね1 時間程度の溶体化処理では、共晶Siの形状は、長細い形状から丸い形状に変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しなくなる。
【００３５】
したがって、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材に対し、SiやMgを十分固溶 (溶体化) させる従来の溶体化処理の観点から、他の鋳造材と同じく、比較的長時間の溶体化処理を施した場合には、必然的に共晶Siの粗大化が生じ、衝撃破壊強度が低くならざるを得なかったものである。
【００３６】
この鋳造方法の違いによる、溶体化処理における共晶Siの挙動の違いの理由は定かではないが、高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金鋳造材の場合、溶体化処理前の共晶Siのサイズが、他の鋳造法に比較して、より細かいことによるものと考えられる。
【００３７】
【発明の実施の形態】
(溶体化処理後の共晶Si)
本発明で規定する溶体化処理後の共晶Siの最大径 (円相当径) とアスペクト比について、以下に説明する。
【００３８】
本発明で言う共晶Siの最大径 (円相当径) とは、400 倍の光学顕微鏡若しくは走査型電子顕微鏡(SEM) による鋳造材組織の観察において、視野内で観察される最も大きな共晶Si粒子の最大の長さを長径とし、これに直交する長さを短径とする楕円の面積に等しい円の面積の直径である。そして、測定結果に再現性をもたせるために、共晶Siの最大径の測定 (前記鋳造材の組織観察) は、図1 のT1〜T3などの所定部位において、10〜20視野数行い、その平均を求め、本発明ではこの平均値を3.5 μm 以下と規定する。
【００３９】
また、本発明で言う共晶Siのアスペクト比とは、前記最も大きな共晶Si粒子の最大の長さ (長径) と、これに直交する長さ (短径) との比 (長径/ 短径) である。そして、共晶Siの最大径と同様に、測定は10〜20視野数行い、その平均を求め、本発明ではこの平均値を1.4 以下と規定する。
【００４０】
溶体化処理後の共晶Siの前記最大径が3.5 μm を越える、およびアスペクト比が1.4 を越える場合、前記自動車のサスペンション部品などの重要保安部品用の構造材として要求される、人工時効硬化処理後の耐力 (σ_0.2)が230N/mm²以上、シャルピー衝撃値が12/cm²以上、および伸びが17% 以上の、強度、靱性や伸びが達成できず、衝撃破壊強度を満足できない。
【００４１】
本発明で規定するこれら機械的な特性は、構造材としての各部位の平均ではなく、これら機械的な特性が最も低くなる部位、或いは最も衝撃破壊しやすい部位の最低値の規定、即ち構造材としての下限の規定である。特に、これら機械的な特性が最も低くなる部位としては、前記アーム類の取り付け部 (突起部) の付け根部などの、薄肉化および細径化された部分がある。また、最も衝撃破壊しやすい部位としては、常時かつ種々の方向からの応力や衝撃などの負荷が集中するアームの中央部などである。これら、特に衝撃破壊しやすい部分の、衝撃破壊強度を満足できない。
【００４２】
なお、溶体化処理後の共晶Siの最大径およびアスペクト比は、人工時効処理等によっても、殆ど変化しないので、人工時効処理後に共晶Siの最大径およびアスペクト比を測定しても良い。共晶Siの最大径およびアスペクト比の測定は、400 倍程度の光学顕微鏡若しくは走査型電子顕微鏡(SEM) の目視観察乃至画像解析観察による行うことができる。
【００４３】
(Al合金の化学成分組成)
次に、本発明Al合金鋳造材における、化学成分組成について説明する。本発明のAl合金は、人工時効硬化処理後の耐力 (σ_0.2)が230N/mm²以上、シャルピー衝撃値が12/cm²以上、および伸びが18% 以上確保できるものであれば、或いはこれら機械的特性の他、好ましい特性として、耐蝕性を有しているものであれば、高強度化のために必要なSiを2.0%以上含む、JIS に規格されている重力鋳造用Al合金が適宜使用可能である。より具体的には、 Al-Si-Mg 系の AC4C 、 AC4CH 、 Al-Si-Cu 系の AC4B 、 Al-Si-Cu-Mg 系の AC4D の Al合金が使用可能である。
【００４４】
H ₂やO₂などのガス成分や溶解原料スクラップなどから必然的に混入される不純物は、本発明鍛造材の品質を阻害しない範囲で許容される。
【００４５】
(本発明Al合金の元素量) 次に、本発明Al合金材の各元素の含有量について、臨界的意義や好ましい範囲について説明する。
【００４６】
SiもMgとともに、人工時効処理により、化合物として析出して、最終製品使用時の高強度 (耐力) を付与するために必須の元素である。Siの2.0%未満の含有、好ましくは6.5%未満の含有では、人工時効でも耐力で230N/mm²以上の高い強度が得られない。一方、12% を越えて含有されると、好ましくは7.5%を越えて含有されると、鋳造時および焼き入れ時に粗大な単体Si粒子として析出して、前記した靱性を低下させるので、12J/cm²以上の高靱性を得ることができない。更に伸びが低くなるなどの問題も生じる。したがって、Siの含有量は前記 JIS 規格の範囲、好ましくは、6.5 〜7.5%の範囲とする。
【００４７】
Mgは高温の人工時効により、Siとともに化合物として析出して、また、Cu含有組成では、更にCu、Alと化合物相を形成して、最終製品使用時の高強度 (耐力) を向上させる。従って、Mgはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Mgの0.2%未満の含有では人工時効でも耐力で230N/mm²以上の高い強度が得られない。一方、1.6%を越えて含有されると、強度 (耐力) が高くなりすぎ、靱性が低くなり、シャルピー衝撃値で12J/cm²以上の高靱性を得ることができない。したがって、含有させる場合のMgの量は前記 JIS 規格の範囲とする。
【００４８】
Cuは、Mg、Alと化合物相を形成して析出し、マトリックス強度の向上に寄与する他、人工時効処理に際して、他の合金元素の析出に対する核の作用を生じ、析出物を微細に均一分散させ、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果を有する。従って、Cuはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Cuの含有量が0.1%未満では、これらの効果が無く、1.0%を越えると効果が飽和する。また、Cuの含有量が1.0%を越えると、却って靱性乃至熱間鍛造性を低下させる。したがって、含有させる場合のCuの量は前記 JIS 規格の範囲とする。
【００４９】
Mnは、溶解、鋳造時に生成するAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶出物の形態を、針状からスケルトン (網目) 状に制御して、前記金属間化合物や晶出物が破壊の起点となり、鋳造材の破壊靱性を低下させることを抑制する効果がある。従って、Mnはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。Mn:0.1% 未満では、この効果が得られず、一方0.6%を越えて含有すると、却って鋳造材の破壊靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のMnの量は前記 JIS 規格の範囲とする。
【００５０】
Ti:0.001〜0.1%。
Tiは鋳塊の結晶粒を微細化させる。従って、Tiはこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。しかし、Tiの0.001%未満の含有では、この効果が得られず、一方、Tiを0.1%を越えて含有すると、粗大な晶出物を形成し、靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のTiの量は前記 JIS 規格の範囲とする。
【００５１】
B:1 〜300ppm。
B はTiと同様、鋳塊の結晶粒を微細化させる。従って、B はこの目的乃至必要性のために選択的に含有する。しかし、B の1ppm未満の含有では、この効果が得られず、一方、300ppmを越えて含有されると、やはり粗大な晶出物を形成し、靱性を低下させる。したがって、含有させる場合のB の量は1 〜300ppmの範囲とすることが好ましい。
【００５２】
その他の不純物元素についても以下に説明しておく。
Al合金に不純物として含まれやすいFeは、Al₇Cu₂Fe、Al₁₂(Fe,Mn)₃Cu₂ 、(Fe,Mn)Al₆、Al₃Fe 、或いは本発明で問題とする粗大なAl-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の晶出物を生成する。これらの晶出物は、前記した通り、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。特に、Feの含有量が0.2%を越えると、自動車用のサスペンション部品などに要求される、より高強度で高靱性、より具体的には、σ_0.2 で230N/mm²以上の高強度を有する場合の、シャルピー衝撃値が12J/cm²以上の高靱性を得ることができない。したがって、Feの含有量は0.2%以下とすることが好ましい。
【００５３】
Cr、Zrは、Al-Fe-Si-(Mn、Cr、Zr) 系の金属間化合物や晶出物を、溶解、鋳造時に生成して、破壊の起点となり、鋳造材の破壊靱性を低下させる。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、Crは0.2%以下、Zrは0.2%以下の含有は許容する。
【００５４】
Znは耐蝕性を劣化させやすい。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、Znは1.0%以下の含有は許容する。
【００５５】
V は溶解、鋳造時に粗大なAl-Fe-Si-V系の金属間化合物や晶出物を生成しやすく、破壊の起点となり、靱性を低下させる原因となる。したがって、できるだけ少ない量に規制することが好ましいが、鋳造コストの問題もあり、V は0.2%以下の含有は許容する。
【００５６】
次に、本発明におけるAl合金鋳造材の好ましい製造方法について述べる。本発明におけるAl合金鋳造材の鋳造方法は、前記した通り、ダイカスト法、砂型鋳造法、金型鋳造法などの他の方法ではなく、高圧鋳造法 (溶湯鍛造法) により行う。高圧鋳造法以外の鋳造方法であれば、本発明を採用する意義もなく、前記した、高圧鋳造法の利点（空気の巻き込み防止、空気や酸化物の巻き込み少、引け巣等の鋳造欠陥の抑制、凝固結晶粒やデンドライト二次アーム間隔(DAS) の微細化）が失われ、鋳造欠陥を抑制し、より高強度で高靱性化した、信頼性の高いAl合金鋳造材を製造することが困難となる。
【００５７】
高圧鋳造法自体は、高圧下で溶湯を凝固させ、溶湯の凝固過程を規制でき、ダイカスト法と区別できるものであれば、多少の方法や設備の違いは許容される。例えば、溶解炉から横型乃至縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管などを介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却する方式が代表的な例である。
【００５８】
高圧鋳造法により鋳込まれたAl合金材は、T6などの溶体化処理後焼き入れを行い、人工時効硬化処理を施して製造される。人工時効硬化処理は、通常通り、 150 〜200 ℃×3 〜10時間で行い、過時効でも、亜時効でも良い。
【００５９】
また、溶体化処理の際の温度は、SiやMgの固溶のための、通常の処理温度500 〜580 ℃の範囲で良い。しかし、溶体化処理の時間（鋳造材が前記処理温度にある時間）は、前記した共晶Siの粗大化の防止のために、特に短時間とする必要がある。より具体的には、鋳造材の成分組成や溶体化処理の温度によっても異なるが、Siを6.5 〜7.5%含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等のAl鋳造用合金において、530 〜540 ℃の溶体化処理温度を前提とすると、概ね2 時間を越える溶体化処理では、前記共晶Siの最大径の粗大化が生じ、この粗大化の傾向は時間とともに大きくなる。そして、構造材としての衝撃破壊強度は著しく低下し、特に厚みが15mm以下の薄肉の部位を有する輸送機用構造材には使えなくなる。
【００６０】
一方、2 時間以下、好ましくは1.5 時間以下の溶体化処理では、共晶Siの形状は、長細い形状から丸い形状に変化するものの、その大きさ (最大径) は殆ど変化しなくなる。したがって、溶体化処理時間は、通常の (従来の) 溶体化処理時5 〜6 時間に対し、2 時間以下、好ましくは1.5 時間以下の短時間とするのが必要となる。なお、溶体化処理の最低時間は、SiやMgの固溶を固溶させるために最低必要時間となる。なお、Siを6.5 〜7.5%含む、Al-Si-Mg系のJIS AC4CH 等のAl鋳造用合金 (高圧鋳造法による) では、溶体化処理を2 時間以下の1 時間程度の短時間としても、SiやMgの固溶が充分図られており、この点も、高圧鋳造法による鋳造材の、従来の技術常識を覆す特異性である。したがって、鋳造材の溶体化処理は500 〜580 ℃の温度×2.0 時間以下で行う。
【００６１】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。表1 に示す成分組成のAl合金鋳塊を、いずれも図1 のアーム1 の形状 (ニアネットシェイプ、平均肉厚10mm) を、表2 に示す通り、高圧鋳造法、コールドチャンバー式および可動型のダイキャビティのダイカスト鋳造法、金型鋳造法により溶製した。高圧鋳造法は、溶解炉から縦型のスリーブ内に、Al合金溶湯を給湯管を介して流し込み、その後スリーブ内のAl合金溶湯をピストンにより加圧して、Al合金溶湯をスリーブ内の金型に接触させて冷却した。
【００６２】
その後、鋳塊を表2 、3 に示す温度と時間で溶体化処理を施した後、共通して65℃の水に浸漬して焼入れを行い(T6 処理) 、更に共通して160 ℃×5 時間の人工時効処理 (亜時効処理) を行った。
【００６３】
これらの熱処理を行ったアーム1 の取り付け部2(突起部) の付け根部T3およびアームの中央部T1から試験片を採取し、厚み方向の断面の組織を、400 倍の倍率の走査型電子顕微鏡(SEM) により、観察および画像解析を行い、組織中の共晶Siの最大径 (μm)とアスペクト比を測定した。これらの結果を表2 、3 に示す。
【００６４】
組織中の共晶Siの最大径 (μm)とアスペクト比の測定結果は、測定部位によるバラツキを考慮するため、試験片の任意の測定箇所20視野の目視観察結果の平均によって行った。
【００６５】
なお、共晶Siの最大径とアスペクト比は、溶体化処理とは異なり、比較的低温の人工時効処理によっても変化しないので、これらの測定は、溶体化処理後であれば、溶体化処理および焼入れ後( 人工時効処理前) であっても、人工時効処理後であっても良いので、本実施例では、人工時効処理後のもので測定した。
【００６６】
更に、アーム1 のアームの中央部T₁および付け根部 T₂の試験片 (JIS Z 2201に基づく 4号引張試験片) の引張強度 (σ_B、N/mm²)、耐力 (σ_0.2、N/mm²)、伸び (δ、%)の機械的特性を、JIS Z 2241等に基づき測定した。また、同じく試験片 (JIS Z 2202に基づく 3号衝撃試験片) の靱性= シャルピー衝撃値(J/cm²) を、JIS Z 2242等に基づき測定した。更に、アーム1 の耐衝撃破壊強度を直接的に測定するため、鋳造した各アーム1 の衝撃試験を行った。これらの結果を表4 、5 に示す。なお、アーム1 の衝撃試験は、JASO (日本自動車技術会) で規定している落錘試験機を用いたホイールの衝撃試験に準じて行い、固定したアーム1 の付け根部 T₂部位の55mm上方から重量 1トンの錘をT₂部位に向けて落下、衝突させ、T₂部位に細かい亀裂および変形は生じたが圧壊しなかったものを○、大きな亀裂および変形が生じたが圧壊しなかったものを△、飛散状態で圧壊したものを×として評価した。
【００６７】
表2 、4 から明らかな通り、溶体化処理時間が1.5 時間以内と短い、発明例No.1〜5 は、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径が3.5 μm 以下およびアスペクト比が1.4 以下である。この結果、10mm厚みと薄肉化されたアーム類であっても、そして、図1 に示したアームの中央部T₁や、特に細径化された付け根部T₂においても、表4 に示す通り、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ_0.2)が230N/mm²以上、シャルピー衝撃値が12J/cm² 以上、および伸びが17% 以上であり、衝撃試験による衝撃破壊強度に優れている。
【００６８】
これに対し、溶体化処理時間が2.0 時間と比較的長い発明例No.6は、共晶Siの最大径が比較的大きく、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力、シャルピー衝撃値、および伸び、更には衝撃破壊強度が発明例No.1〜5 に比して劣っている。
【００６９】
更に、表3 から明らかな通り、溶体化処理時間が2.0 時間を越える、通常の溶体化処理時間とした、比較例No.7〜10は、溶体化処理後の組織中の共晶Siの最大径が3.5 μm を越えるか、および/ または、アスペクト比が1.4 を越えている。この結果、10mm厚みと薄肉化されたアーム類にあっては、アームの中央部T₁や、特に細径化された付け根部T₃において、人工時効硬化処理後の鋳造材の耐力 (σ_0.2)が230N/mm²未満か、シャルピー衝撃値が12J/cm² 未満か、伸びが17% 未満であり、しかも共通して衝撃破壊強度が劣っている。このため、特に、15mm以下の厚みの部位を有する薄肉化された重要保安部品となる構造材には使用できないことが分かる。
【００７０】
そして、以上の結果から、本発明における共晶Siの形状と大きさ、或いは溶体化処理時間の、15mm以下の厚みの部位を有する薄肉化された構造材における要求特性からの、臨界的な意義が分かる。
【００７１】
【表１】

【００７２】
【表２】

【００７３】
【表３】

【００７４】
【表４】

【００７５】
【表５】

【００７６】
【発明の効果】
本発明によれば、重要保安部品などの構造材で、しかも15mm以下の薄肉の部位を有する構造材に好適な、耐衝撃破壊性に優れた、高圧鋳造法によるAl合金鋳造材およびその製造方法を提供することができる。したがって、Al合金鋳造材の自動車、車両、船舶などの輸送機材用などの構造材への用途の拡大を図ることができる点で、多大な工業的な価値を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の用途のサスペンション部品用アームの一例を示す説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an aluminum alloy cast material excellent in impact fracture strength, suitable for structural materials for transportation equipment such as automobile suspension parts, and a method for producing an aluminum alloy cast material (hereinafter, aluminum is simply referred to as Al). Is.
[0002]
[Prior art]
As is well known, structural members and structural parts (collectively referred to as structural materials) such as buildings and structures, or transportation equipment such as railway vehicles, aircraft, ships, automobiles, motorcycles, bicycles, etc. Al alloy materials have begun to be used in place of steel for the purpose of reducing the weight of structural materials for transportation equipment such as automobiles and suspension parts such as knuckles, lower arms, and upper arms.
[0003]
As a method for manufacturing these Al alloy structural materials, a casting method, a forging method, or the like is generally used from the viewpoint of reducing manufacturing costs and processing into complex-shaped parts. In particular, if an Al alloy cast material has mechanical properties such as high strength and high toughness, and can be a reliable structural material against important fracture as a structural material, the plastic working process such as forging and rolling can be omitted. It is most advantageous in terms of manufacturing cost.
[0004]
Conventional Al alloy castings are produced by solution treatment of T6 and other Al alloy materials cast by various casting methods such as die casting, sand casting, die casting, and high pressure casting (molten forging). It is manufactured by quenching and artificial age hardening.
[0005]
Among these casting methods, in particular, the high-pressure casting method (molten forging method) can produce a structural material that is more reliable against fractures that are important as structural materials than the other casting methods described above. It has become the mainstream manufacturing method.
[0006]
This high pressure casting method is a casting method in which the molten metal is solidified under high pressure (pressurization is performed to control the solidification process of the molten metal), and in this respect, the die casting method in which the molten metal is pressurized to be injected into the mold cavity. (In addition, the die casting method is not suitable for manufacturing a structural material to which the present invention is applied, such as suspension parts having different thickness portions). More specifically, the molten Al alloy is poured from a melting furnace into a horizontal or vertical sleeve through a hot water supply pipe or the like, and then the Al alloy molten metal in the sleeve is pressurized by a piston to obtain the Al alloy molten metal. This is a method of cooling by contacting the mold in the sleeve.
[0007]
This high-pressure casting method can prevent air entrainment when pouring the Al alloy molten metal into the sleeve, and can reduce the contact area with the air of the Al alloy molten metal in the sleeve. There is little entrainment. Furthermore, since the molten metal is pressurized and cooled, casting defects such as shrinkage cavities are suppressed, and the cooling rate can be increased, so that the solidified crystal grains and the dendrite secondary arm interval (DAS) can be made fine. It becomes possible. As a result, compared to the other casting methods, it is possible to suppress casting defects of the Al alloy cast material and to increase the strength and toughness. Moreover, it is excellent in quality stability and mass productivity for each casting lot. Therefore, the high-pressure casting method is suitable as a method for producing an Al alloy cast material for a structural material that requires reliability such as fracture resistance of the material.
[0008]
When using this high-pressure casting method to produce Al alloy castings for structural materials, the Al alloy has excellent castability and mechanical properties, and Si is 6.5-7.5% (mass%, below) (Also) Al-Si-Mg-based JIS AC4CH alloys such as JIS AC4CH are used. Then, in order to increase the strength or toughness of the cast material, as in the other casting methods, the Al alloy material is quenched after solution treatment for dissolving an alloy element such as Si or Mg, and then the alloy An artificial age hardening treatment is performed at a high temperature to precipitate the element as a compound.
[0009]
However, in recent years, Al alloy structural materials such as suspension parts for automobiles and the like have tended to be thinner for weight reduction, and Al alloy castings for structural materials are also more thinned. It is required to exhibit excellent fracture resistance, that is, superior impact fracture strength.
[0010]
In response to this demand, Al alloy castings for structural materials using the current high-pressure casting method do not necessarily have high impact fracture strength as expected, and cannot satisfy the impact fracture resistance required for this type of application. There was a problem.
[0011]
To explain this problem of impact resistance to breakage more specifically, structural materials for transportation equipment such as arms that are shaped as suspension parts for automobiles and the like are used for weight reduction. Thinning is a prerequisite. Also, in order to increase the toughness and elongation of structural materials due to the relationship with other structural materials and restrictions on the overall shape, unlike structural materials such as buildings, the structural materials themselves are made large or thick. I can't. Therefore, a structural material for a transport aircraft has a problem that is not required for other structural material applications, that is, it is necessary to have the high impact fracture resistance as a relatively small or thin member.
[0012]
Further, in particular, in the arms and the like, as shown in FIG. 1, in order to secure a movable margin in the mounting portion 2 of the arm 1, the base portion T of the mounting portion (projection portion) is used.₂, T_Three, T_FourThen, in design, it has a particularly narrowed shape. Since this reduced diameter portion is reduced in diameter, it is more easily broken by an external force such as an impact than the other portions of the arm. In addition, the central part T of the arm₁However, since loads such as stresses and impacts from various directions are concentrated at all times, it is easy to break.
[0013]
Therefore, in these structural materials for transport aircraft, which are called important security parts, the diameter of the arm is reduced on the assumption that the thickness of the structural material is 15 mm or less depending on the part in order to reduce the weight. There is a difficulty that it is necessary to improve the impact fracture resistance of a part or a center part which is more easily broken due to its shape or structure.
[0014]
Conventionally, various improvements have been proposed for increasing the strength and toughness of Al alloy castings for structural materials. For example, “Strength and fracture characteristics of Al-based alloys” (Japan Society of Light Metals, issued on September 1, 1997) reveals various factors affecting the fracture characteristics of Al casting alloys. Among these, in particular, for Al-Si and Al-Si-Mg Al casting alloys such as AC4CH, pages 12 to 19 include non-metals as factors that adversely affect the fracture characteristics of Al casting alloys. Inclusions, dendritic coarse density (wide spacing), gas components, impurities such as Fe, and the like.
[0015]
And reduction of these nonmetallic inclusions, gas components, impurities such as Fe, and the like have been proposed as means for increasing the fracture strength. Also, it is disclosed that coarsening and acicularization of eutectic Si produced during casting is the starting point of fracture, and in order to increase fracture strength, it is necessary to refine eutectic Si and granulate the morphology. Has been.
[0016]
Also disclosed is a method for strengthening toughness by adding Na, Sr, Sb, Li, or the like as an alloy element in order to refine eutectic Si and granulate its morphology.
[0017]
[Problems to be solved by the invention]
However, impurities such as non-metallic inclusions, gas components, and Fe are inevitably mixed from the melting raw material of the casting, and in order to reduce these, a new bullion is required for the melting raw material, not a recycled material. In addition, even in the melt casting process, additional processes and facilities for reducing these impurities are required. For this reason, a method that relies only on the reduction of impurities to improve the fracture strength inevitably leads to an increase in the cost of the Al alloy cast material. In addition, the addition of alloy elements such as Na, Sr, Sb, or Li, if the addition amount is large, the eutectic Si is coarsened (decrease in toughness), and there is a limit to the addition amount. In this respect, there is a limit, and this leads to an increase in the cost of the aluminum alloy casting material.
[0018]
In order to increase the dendrite density for the purpose of improving the fracture strength, it is necessary to increase the cooling rate during casting. However, when the cooling rate is increased, the amount of gas entrained is also increased, leading to a decrease in breaking strength.
[0019]
Therefore, there is no Al alloy cast material that uses the current high-pressure casting method to satisfy the required impact fracture resistance, and in particular, the application of the Al alloy cast material to structural materials such as the above important safety parts is hindered. It was the actual situation.
[0020]
The present invention has been made paying attention to such circumstances, and the object thereof is, in particular, an impact resistant material suitable for a structural material such as the important safety part and having a thin portion of 15 mm or less. An object of the present invention is to provide an Al alloy cast material by a high-pressure casting method and a method for producing the same, which is excellent in destructibility (impact fracture strength).
[0021]
[Means for Solving the Problems]
  In order to achieve this object, the gist of the Al alloy cast material excellent in impact fracture strength of the present invention is as follows:AC4CH , AC4C , AC4B , AC4D Any of JIS For casting selected from standards Al Having an alloy composition;Al alloy cast material cast by high-pressure casting, solution treatment and artificial age hardening treatment, and the maximum diameter (equivalent circle diameter) of eutectic Si in the structure after solution treatment is 3.5 μm And the aspect ratio is 1.4 or less, and the yield strength of the cast material after artificial age hardening (σ_0.2) Is 230N / mm²Above, Charpy impact value is 12J / cm²It is assumed that the elongation is 17% or more.
[0022]
  Among these, in order to reliably improve the impact fracture strength in the production of Al alloy cast material, preferably, the maximum diameter of eutectic Si in the structure during casting is not coarsened during the solution treatment.Less than 2 hoursDo it in time (corresponds to claim 2).
[0023]
Further, in order to reliably improve the impact fracture strength in terms of the component composition of the Al alloy cast material, preferably, Fe contained in the Al alloy cast material is restricted to 0.2% or less (corresponding to claim 3).
[0024]
  And for higher strength of Al alloy cast material, preferably, AlThe amount of Si contained in the alloy casting is 6.5-7.5%.The
[0025]
  Furthermore, the most suitable application of the Al alloy cast material of the present invention is for structural materials of transport aircraft.TheFor structural materials of transport aircraft with a thickness of 15 mm or lessThe
[0026]
  Further, the gist of the production method of the Al alloy cast material of the present invention is to obtain the Al alloy cast material excellent in the impact fracture strength,AC4CH , AC4C , AC4B , AC4D Any of JIS For casting selected from standards Al An aluminum alloy melt having an alloy compositionAfter casting by the high pressure casting method, solution treatment of the cast material is performed at a temperature of 500 to 580 ° C for 2.0 hours or less, and further, an artificial age hardening treatment is performed.The
[0027]
As a result of examining the relationship between the crystallized product crystallized by casting and the characteristics of the cast and heat-treated Al alloy structure, the present inventors have found that eutectic Si crystallized by casting has a deeper impact shock strength. I found out that I was involved.
[0028]
That is, in an Al alloy containing 2.0% or more of Si, eutectic Si inevitably crystallizes in the Al alloy structure by casting. This eutectic Si tends to be a starting point of fracture (starting point of dimples) when stress such as impact is applied to the structural material. And when the grain size of eutectic Si present in the Al alloy structure is large and has a long shape, in the structural material for transport aircraft that is an important safety part, the diameter of the arm is reduced. A part that is relatively small or thin in shape and structure, such as a part and a center part, and is more likely to break down, and is particularly likely to be a starting point of breakage, thereby reducing the impact breaking strength.
[0029]
In the field of Al alloy castings, it has been generally known that eutectic Si present in the Al alloy structure inhibits toughness as described above. However, in the field of Al alloy castings cast by the high pressure casting method, the relationship between the form of eutectic Si in the structure subjected to solution treatment and the impact fracture strength as a structural material has not necessarily been clear.
[0030]
For example, even an Al alloy cast material cast by a high pressure casting method including a conventional sand casting method and a die casting method is usually subjected to a solution treatment at 500 to 580 ° C. for 5 to 12 hours. And the eutectic Si present in the structure of the Al alloy cast material in the sand casting method, the die casting method, etc. is changed from a long thin shape to a round shape before and after the normal solution treatment, The size (maximum diameter) hardly changes.
[0031]
However, on the other hand, in the case of Al alloy cast material cast by the high pressure casting method, when the normal solution treatment is performed, the form of eutectic Si present in the Al alloy structure is also changed from a long thin shape to a round shape. The present inventors have found that the size (maximum diameter) changes with the change, and further, the size is remarkably coarsened with the solution treatment time.
[0032]
In other words, in the Al alloy cast material cast by the conventional sand mold casting method, mold casting method, etc., by performing the solution treatment for a relatively long time, a solid solution (solution solution) of Si or Mg is obtained. On the other hand, since the size of the eutectic Si does not change and only the shape changes to a round shape, it becomes a preferable form for the impact fracture strength as a structural material.
[0033]
On the other hand, in the case of Al alloy cast material cast by the high pressure casting method, the solution treatment (solution) of Si and Mg proceeds by applying the solution treatment for a relatively long time as described above. Although the shape of Si also changes to a round shape, it is the same as other cast materials, but since the maximum diameter of eutectic Si is coarsened, the impact reduction strength as a structural material is significantly reduced, causing the opposite decrease It will be.
[0034]
Furthermore, according to the findings of the present inventors, the Al alloy cast material cast by the high-pressure casting method depends on the temperature condition, but in the solution treatment exceeding approximately 2 hours, the eutectic Si In the case of solution treatment for about 1 hour, the eutectic Si shape changes from a long thin shape to a round shape, but its size (maximum diameter) hardly changes.
[0035]
Therefore, from the viewpoint of the conventional solution treatment that fully dissolves (solutions) Si and Mg in the Al alloy cast material cast by the high pressure casting method, as with other cast materials, it takes a relatively long time. When the solution treatment is performed, the eutectic Si is inevitably coarsened, and the impact fracture strength is inevitably lowered.
[0036]
The reason for the difference in behavior of eutectic Si in solution treatment due to this difference in casting method is not clear, but in the case of Al alloy cast material cast by high pressure casting method, eutectic Si before solution treatment The size is thought to be due to the finer size compared to other casting methods.
[0037]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
(Eutectic Si after solution treatment)
The maximum diameter (equivalent circle diameter) and aspect ratio of eutectic Si after solution treatment specified in the present invention will be described below.
[0038]
The maximum eutectic Si diameter (equivalent circle diameter) referred to in the present invention is the largest eutectic Si observed in the field of view when observing the cast material structure with a 400x optical microscope or scanning electron microscope (SEM). This is the diameter of the area of a circle equal to the area of an ellipse, where the longest diameter is the major axis and the minor axis is the length perpendicular to this. And in order to give reproducibility to the measurement results, the maximum diameter of eutectic Si (observation of the structure of the cast material) is performed at 10 to 20 fields of view at predetermined sites such as T1 to T3 in FIG. An average is obtained, and the average value is defined as 3.5 μm or less in the present invention.
[0039]
The aspect ratio of eutectic Si referred to in the present invention is the ratio of the maximum length (major axis) of the largest eutectic Si particle to the length (minor axis) perpendicular to this (major axis / minor axis). ). Then, similarly to the maximum diameter of eutectic Si, the number of fields of view is 10 to 20, and the average is obtained. In the present invention, this average value is defined as 1.4 or less.
[0040]
When the maximum diameter of eutectic Si after solution treatment exceeds 3.5 μm and the aspect ratio exceeds 1.4, artificial age hardening is required as a structural material for important safety parts such as automobile suspension parts. Later strength (σ_0.2) Is 230N / mm²Above, Charpy impact value is 12 / cm²The strength, toughness and elongation cannot be achieved, and the impact fracture strength cannot be satisfied.
[0041]
The mechanical characteristics defined in the present invention are not the average of the respective parts as the structural material, but the minimum values of the parts where the mechanical characteristics are the lowest or the parts that are most susceptible to impact destruction, that is, the structural material. As a lower limit. In particular, the portion having the lowest mechanical characteristics includes a portion having a reduced thickness and a reduced diameter, such as a base portion of an attachment portion (projection portion) of the arm. Further, the most easily damaged portion is the central portion of the arm where loads such as stress and impact from various directions are concentrated. It is not possible to satisfy the impact fracture strength of these particularly vulnerable parts.
[0042]
In addition, since the maximum diameter and aspect ratio of eutectic Si after solution treatment hardly change even by artificial aging treatment or the like, the maximum diameter and aspect ratio of eutectic Si may be measured after artificial aging treatment. The maximum diameter and aspect ratio of eutectic Si can be measured by visual observation or image analysis observation with an optical microscope or scanning electron microscope (SEM) at a magnification of about 400 times.
[0043]
(Chemical composition of Al alloy)
  Next, the chemical component composition in the Al alloy cast material of the present invention will be described. The Al alloy of the present invention has a yield strength after artificial age hardening (σ_0.2) Is 230N / mm²Above, Charpy impact value is 12 / cm²Above, and if the elongation can be secured 18% or more, or as a preferable characteristic in addition to these mechanical characteristics, if it has corrosion resistance, 2.0% Si required for high strength Al alloy for gravity casting specified in JIS including at least% can be used as appropriate. More specificallyIs Al-Si-Mg Systematic AC4C , AC4CH , Al-Si-Cu Systematic AC4B , Al-Si-Cu-Mg Systematic AC4D of AlAlloys can be used.
[0044]
  H ₂Or O₂Impurities that are inevitably mixed in from gas components and dissolved raw material scrapIsIn the range which does not inhibit the quality of the forged material of the present invention, it is allowed.
[0045]
(Element amount of the Al alloy of the present invention) Next, the critical significance and preferred range of the content of each element of the Al alloy material of the present invention will be described.
[0046]
  SiIn addition to Mg, it is an essential element for precipitating as a compound by artificial aging treatment and imparting high strength (yield strength) when the final product is used. With Si content of less than 2.0%, preferably less than 6.5%, the yield strength is 230 N / mm even with artificial aging.²The above high strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 12%, preferably more than 7.5%, it precipitates as coarse single Si particles during casting and quenching, and reduces the toughness described above. cm²The above high toughness cannot be obtained. In addition, problems such as low elongation occur. Therefore, the Si content isSaid JIS Standard rangePreferably, the range is 6.5 to 7.5%.
[0047]
  MgPrecipitates as a compound with Si by high-temperature artificial aging, and in the Cu-containing composition, further forms a compound phase with Cu and Al to improve the high strength (yield strength) when the final product is used. Therefore, Mg is selectively contained for this purpose or necessity. With a Mg content of less than 0.2%, the yield strength is 230 N / mm even with artificial aging.²The above high strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.6%, the strength (proof strength) becomes too high, the toughness becomes low, and the Charpy impact value is 12 J / cm.²The above high toughness cannot be obtained. Therefore, the amount of Mg when included isSaid JIS StandardRange.
[0048]
  CuIn addition to contributing to the improvement of matrix strength by forming a compound phase with Mg and Al, and during artificial aging treatment, it acts as a nucleus for the precipitation of other alloy elements and finely and uniformly disperses the precipitate. And has the effect of significantly accelerating age hardening of the final product. Therefore, Cu is selectively contained for this purpose or necessity. If the Cu content is less than 0.1%, these effects are not obtained, and if it exceeds 1.0%, the effects are saturated. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.0%, the toughness or hot forgeability is deteriorated. Therefore, the amount of Cu when included isSaid JIS Standard rangeAnd
[0049]
  MnControls the shape of Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr) -based intermetallic compounds and crystals formed during melting and casting from a needle shape to a skeleton shape. The compound or crystallized substance serves as a starting point of fracture, and has an effect of suppressing the fracture toughness of the cast material. Therefore, Mn is selectively contained for this purpose or necessity. If the Mn content is less than 0.1%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.6%, the fracture toughness of the cast material is lowered. Therefore, the amount of Mn when it is included isSaid JIS Standard rangeAnd
[0050]
  Ti: 0.001 to 0.1%.
  Ti refines the crystal grain of the ingot. Therefore, Ti is selectively contained for this purpose or necessity. However, when the Ti content is less than 0.001%, this effect cannot be obtained. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.1%, coarse crystals are formed and the toughness is lowered. Therefore, the amount of Ti in the case of inclusion isSaid JIS Scope of standard.
[0051]
B: 1 to 300 ppm.
B, like Ti, refines the ingot crystal grains. Therefore, B is selectively contained for this purpose or necessity. However, if the content of B is less than 1 ppm, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 300 ppm, coarse crystals are formed and the toughness is lowered. Therefore, the amount of B 2 when contained is preferably in the range of 1 to 300 ppm.
[0052]
Other impurity elements will be described below.
Fe that is easily contained as an impurity in Al alloys is Al.₇Cu₂Fe, Al₁₂(Fe, Mn)_ThreeCu₂ , (Fe, Mn) Al₆, Al_ThreeFe or coarse Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr) based crystallized matter which is a problem in the present invention is formed. These crystallized materials deteriorate the fracture toughness and fatigue characteristics as described above. In particular, when the Fe content exceeds 0.2%, higher strength and higher toughness required for automobile suspension parts, more specifically, σ_0.2 At 230N / mm²Charpy impact value is 12 J / cm when having high strength above²The above high toughness cannot be obtained. Therefore, the Fe content is preferably 0.2% or less.
[0053]
Cr and Zr generate Al-Fe-Si- (Mn, Cr, Zr) -based intermetallic compounds and crystallized substances during melting and casting, and become the starting point of fracture, reducing the fracture toughness of the cast material. . Therefore, it is preferable to limit the amount as small as possible, but there is also a problem of casting cost, and the content of Cr is 0.2% or less and Zr is 0.2% or less is allowed.
[0054]
Zn tends to deteriorate the corrosion resistance. Therefore, it is preferable to regulate the amount as small as possible, but there is also a problem of casting cost, and Zn content of 1.0% or less is allowed.
[0055]
V tends to form coarse Al-Fe-Si-V intermetallic compounds and crystallized substances during melting and casting, which becomes a starting point of fracture and causes a decrease in toughness. Therefore, it is preferable to regulate the amount as small as possible, but there is also a problem of casting cost, and the content of V is 0.2% or less is allowed.
[0056]
Next, a preferred method for producing an Al alloy cast material in the present invention will be described. As described above, the casting method of the Al alloy cast material according to the present invention is performed by the high pressure casting method (molten forging method), not by other methods such as the die casting method, the sand mold casting method and the die casting method. If it is a casting method other than the high pressure casting method, there is no significance in adopting the present invention, and the advantages of the high pressure casting method described above (preventing entrainment of air, less entrainment of air and oxide, suppression of casting defects such as shrinkage nests, etc. , Solidified crystal grains and dendrite secondary arm spacing (DAS) refinement) are lost, casting defects are suppressed, and it is difficult to produce highly reliable Al alloy castings with higher strength and toughness. It becomes.
[0057]
As long as the high pressure casting method itself can solidify the molten metal under high pressure to regulate the solidification process of the molten metal and can be distinguished from the die casting method, some differences in method and equipment are allowed. For example, molten Al alloy is poured from a melting furnace into a horizontal or vertical sleeve via a hot water supply pipe, and then the Al alloy molten metal in the sleeve is pressurized by a piston, and the Al alloy molten metal is applied to the mold in the sleeve. A method of cooling by contact is a typical example.
[0058]
The Al alloy material cast by the high pressure casting method is manufactured by performing quenching after solution treatment of T6 or the like and subjecting it to artificial age hardening. The artificial age hardening treatment is performed as usual at 150 to 200 ° C. × 3 to 10 hours, and may be over-aged or sub-aged.
[0059]
The temperature during the solution treatment may be in the range of a normal processing temperature of 500 to 580 ° C. for solid solution of Si or Mg. However, the solution treatment time (the time during which the cast material is at the treatment temperature) needs to be particularly short in order to prevent the eutectic Si from becoming coarse. More specifically, although it depends on the component composition of the cast material and the temperature of the solution treatment, in Al-Si-Mg-based Al casting alloys such as JIS AC4CH containing 6.5 to 7.5% of Si, 530 to 540 Assuming a solution treatment temperature of 0 ° C., in the solution treatment over approximately 2 hours, the maximum diameter of the eutectic Si is coarsened, and the tendency of the coarsening increases with time. And the impact fracture strength as a structural material falls remarkably, and it becomes unusable especially for the structural material for transport aircraft which has a thin part whose thickness is 15 mm or less.
[0060]
On the other hand, in the solution treatment for 2 hours or less, preferably 1.5 hours or less, the shape of eutectic Si changes from a long thin shape to a round shape, but its size (maximum diameter) hardly changes. Therefore, the solution treatment time needs to be a short time of 2 hours or less, preferably 1.5 hours or less, compared with 5 to 6 hours during the normal (conventional) solution treatment. The minimum time for the solution treatment is the minimum required time for dissolving the solid solution of Si or Mg. In addition, in Al-Si-Mg-based JIS AC4CH alloys such as JIS AC4CH containing 6.5 to 7.5% Si, even if the solution treatment is performed for a short time of about 1 hour, which is 2 hours or less, Si and Mg are sufficiently dissolved, and this is also a peculiarity of casting material by high-pressure casting that overturns the conventional common sense. Therefore, the solution treatment of the cast material is performed at a temperature of 500 to 580 ° C. × 2.0 hours or less.
[0061]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described. All of the Al alloy ingots with the composition shown in Table 1 have the shape of arm 1 shown in Fig. 1 (near net shape, average wall thickness 10mm), as shown in Table 2, high pressure casting method, cold chamber type and movable type The die cavity was melted by die casting and die casting. In the high pressure casting method, molten Al alloy is poured from a melting furnace into a vertical sleeve via a hot water supply pipe, and then the Al alloy molten metal in the sleeve is pressurized by a piston, and the molten Al alloy is applied to the mold in the sleeve. Cooled by contact.
[0062]
After that, the ingot was subjected to a solution treatment at the temperatures and times shown in Tables 2 and 3, then it was commonly immersed in 65 ° C water and quenched (T6 treatment), and more commonly 160 ° C × 5 Artificial aging treatment (sub-aging treatment) of time was performed.
[0063]
Test specimens were collected from the base T3 of the attachment part 2 (projection) of the arm 1 and the central part T1 of the arm 1 subjected to these heat treatments, and the structure of the cross section in the thickness direction was measured with a scanning electron microscope at a magnification of 400 times. Observation and image analysis were performed by (SEM), and the maximum diameter (μm) and aspect ratio of eutectic Si in the structure were measured. These results are shown in Tables 2 and 3.
[0064]
The measurement result of the maximum diameter (μm) of eutectic Si and the aspect ratio in the structure was performed by averaging the visual observation results of 20 visual fields at arbitrary measurement locations of the test piece in order to consider variation depending on the measurement site.
[0065]
In addition, since the maximum diameter and aspect ratio of eutectic Si are not changed even by a relatively low temperature artificial aging treatment unlike the solution treatment, these measurements are performed after the solution treatment and the solution treatment and Since it may be after quenching (before artificial aging treatment) or after artificial aging treatment, in this example, the measurement was made after the artificial aging treatment.
[0066]
Furthermore, the arm center T of arm 1₁And root T₂Tensile strength (σ of No. 4 tensile test piece based on JIS Z 2201)_B, N / mm²), Yield strength (σ_0.2, N / mm²) And elongation (δ,%) mechanical properties were measured based on JIS Z 2241 and the like. Similarly, the toughness of the test piece (No. 3 impact test piece based on JIS Z 2202) = Charpy impact value (J / cm²) Was measured based on JIS Z 2242 and the like. Furthermore, in order to directly measure the impact fracture strength of the arm 1, an impact test of each cast arm 1 was performed. These results are shown in Tables 4 and 5. The impact test of arm 1 is performed in accordance with the impact test of the wheel using the falling weight tester stipulated by JASO (Japan Automobile Technical Association).₂T from a weight of 1 ton from 55mm above the part₂Drop and collide with the part, T₂Evaluation was made as ◯ when the crack was cracked and deformed at the site but was not crushed, △ when the crack and deformation were large but not crushed, and x when it was crushed in the scattered state.
[0067]
As is apparent from Tables 2 and 4, the solution treatment time is as short as 1.5 hours, and Invention Examples Nos. 1 to 5 have a maximum eutectic Si diameter of 3.5 μm or less and an aspect ratio in the structure after solution treatment. Is less than 1.4. As a result, even if the arms are reduced in thickness to 10 mm, the central portion T of the arm shown in FIG.₁Or, especially the base part T with a reduced diameter₂As shown in Table 4, the yield strength of the cast material after artificial age hardening (σ_0.2) Is 230N / mm²Above, Charpy impact value is 12J / cm² Thus, the elongation is 17% or more, and the impact fracture strength by the impact test is excellent.
[0068]
In contrast, Invention Example No. 6, which has a relatively long solution treatment time of 2.0 hours, has a relatively large maximum diameter of eutectic Si, yield strength, Charpy impact value, and elongation of the cast material after artificial age hardening treatment. Furthermore, the impact fracture strength is inferior to that of Invention Examples Nos. 1-5.
[0069]
Furthermore, as is apparent from Table 3, the solution treatment time exceeded 2.0 hours and the normal solution treatment time was set, and Comparative Examples No. 7 to 10 were the maximum eutectic Si in the structure after solution treatment. The diameter exceeds 3.5 μm and / or the aspect ratio exceeds 1.4. As a result, for arms that are 10 mm thick and thin,₁Or, especially the base part T with a reduced diameter_Three, The yield strength of the cast material after artificial age hardening (σ_0.2) Is 230N / mm²Or Charpy impact value is 12J / cm² The elongation at break is less than 17%, and the impact fracture strength is inferior in common. For this reason, it turns out that it cannot be used especially for the structural material used as the thin important safety | security part which has a site | part of thickness 15mm or less.
[0070]
From the above results, the critical significance of the shape and size of the eutectic Si in the present invention, or the solution treatment time, from the required characteristics in the thinned structural material having a thickness of 15 mm or less. I understand.
[0071]
[Table 1]

[0072]
[Table 2]

[0073]
[Table 3]

[0074]
[Table 4]

[0075]
[Table 5]

[0076]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is suitable for a structural material such as an important safety part, and has a thin portion of 15 mm or less, and is excellent in impact fracture resistance, and an Al alloy cast material by a high-pressure casting method and a method for producing the same Can be provided. Therefore, it has a great industrial value in that the use of the Al alloy cast material can be expanded to structural materials for transportation equipment such as automobiles, vehicles and ships.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram showing an example of an arm for a suspension component used in the present invention.

Claims

Aluminum alloy casting material that has Al alloy composition for casting selected from JIS standard of AC4CH, AC4C, AC4B, AC4D, cast by high pressure casting method, solution treatment and artificial age hardening treatment The maximum diameter (equivalent circle diameter) of eutectic Si in the structure after solution treatment is 3.5 μm or less and the aspect ratio is 1.4 or less, and the yield strength of the cast material after artificial age hardening (σ _0.2 ) An aluminum alloy cast material with excellent impact fracture strength, characterized by having an N of 230 N / mm ² or more, a Charpy impact value of 12 J / cm ² or more, and an elongation of 17% or more.

Casted aluminum alloy excellent in impact fracture strength according to claim 1 carried out between time less than or equal to the maximum diameter of 2 hours has a coarsened eutectic Si in the tissue at the time of casting the solution treatment.

The aluminum alloy cast material excellent in impact fracture strength according to claim 1 or 2, wherein Fe contained in the aluminum alloy cast material is regulated to 0.2% or less.

The aluminum alloy casting material excellent in impact fracture strength according to any one of claims 1 to 3, wherein the aluminum alloy casting material contains 6.5 to 7.5% of Si.

The aluminum alloy casting material having excellent impact fracture strength according to any one of claims 1 to 4, wherein the aluminum alloy casting material is used for a structural material of a transport machine.

The aluminum alloy casting material excellent in impact fracture strength according to claim 5, wherein the structural material of the transport aircraft has a portion having a thickness of 15 mm or less.

7. The method for producing an aluminum alloy cast material according to claim 1, wherein a molten aluminum alloy having a casting Al alloy composition selected from any of JIS standards of AC4CH, AC4C, AC4B, and AC4D is cast at high pressure. Aluminum alloy casting material with excellent impact fracture strength, characterized in that after casting by the method, solution treatment of the cast material is performed at a temperature of 500 to 580 ° C. for 2.0 hours or less, and further an artificial age hardening treatment is performed. Manufacturing method.