JP5575028B2 - 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法 - Google Patents

高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5575028B2
JP5575028B2 JP2011065465A JP2011065465A JP5575028B2 JP 5575028 B2 JP5575028 B2 JP 5575028B2 JP 2011065465 A JP2011065465 A JP 2011065465A JP 2011065465 A JP2011065465 A JP 2011065465A JP 5575028 B2 JP5575028 B2 JP 5575028B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
mass
aluminum alloy
less
strength
casting
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2011065465A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2011162883A (ja
Inventor
博 川原
秀明 松岡
弘昭 岩堀
大樹 加納
千芳利 前田
徳次郎 小西
Original Assignee
株式会社豊田中央研究所
トヨタ自動車株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社豊田中央研究所, トヨタ自動車株式会社 filed Critical 株式会社豊田中央研究所
Priority to JP2011065465A priority Critical patent/JP5575028B2/ja
Publication of JP2011162883A publication Critical patent/JP2011162883A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5575028B2 publication Critical patent/JP5575028B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Description

本発明は、鋳造性および加工性に優れるとともに高い機械的特性をもつアルミニウム合金に関するものである。
たとえば、自動車の軽量化を目的として、ホイール、サスペンションアーム等に、強度および靭性に優れ、耐食性も良好な6061合金アルミニウム鍛造品が採用されている。しかし、6061合金は鋳造性に劣ることから、複雑形状のニアネットシェイプ素材を得ることが難しく、押し出し材を素材として用いることが多い。そのため、複雑形状の部材を作製するには、製造コストが高くなりがちである。そこで、AC4C合金、AC4CH合金などの鋳造用アルミニウム合金が使用されることがある。これらの鋳造用アルミニウム合金の鋳造性を活かして、ネットシェイプの鋳物を鋳造する、あるいはニアネットシェイプ素材を作製してからさらに鍛造により最終形状を付与することで、複雑形状の製品の製造であっても製造コストを低廉にできる。しかし、鋳造用アルミニウム合金を使用すると、6061合金よりも加工性に劣るという問題がある。
上記のような問題に対して、特許文献1には、熱間鍛造性を改善したAl−Si−Mg−Fe系合金が開示されている。また、特許文献2には、機械的特性に対して改善を図ったAl−Si−Mg−Ti−B系合金が開示されている。
特開平9−125181号公報 特開平7−109537号公報
ところで、鋳造性に優れるAl−Si系合金では、脆弱なSiが晶出することから機械的特性、特に延性が課題となる。Al−Si系合金に対して延性の改善が求められる場合は、共晶Siを微細に晶出させる必要がある。そのため、改良元素としてSr、Na、Sb、Caを単独あるいは複合的に添加して共晶Siの微細化を図ることが多い。しかし、これらの改良元素は、微量添加で効果を発揮するものの、ガスの吸収、耐火材との反応、といったそれぞれの元素に特有の問題がある。また、添加後の時間経過により、改良元素が消耗して処理能力が低下するため、成分管理に苦慮することが多い。上記の各特許文献においても共晶Siの微細化を目的として改良元素を添加しているが、上記改良元素以外の元素により、共晶Siが安定に微細化されることが望ましい。
また、Al−Si系合金において6061合金に匹敵する機械的強度、特に耐力を得るために、Mg等の溶質元素の添加が行われている。しかし、Al−Si系合金の高強度化は、Si量、Mg量の調整だけでは十分ではないため、Cuを併用することで強度が高められてきた。しかしながら、Cuの添加は、Cu化合物の析出や晶出により耐食性の低下が懸念される。特に、鋳造品の場合には、偏析が生じて耐食性を損なう恐れが高い。上記の各特許文献においても強度向上を目的としてCuを添加しているが、耐食性を考慮すると、Cuを使用することなく高強度化を図ることが望まれる。
本発明は、上記問題点に鑑み、鋳造性および加工性に優れるとともに機械的特性にも優れる新規のアルミニウム合金を提供することを目的とする。また、本発明のアルミニウム合金からなり機械的特性に優れた鋳物の製造方法およびその鋳物を加工して得られる機械的特性に優れたアルミニウム合金部材の製造方法を提供することを目的とする。
すなわち、本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなり、
銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満含み、
Mg化合物およびCr化合物が析出した化合物粒子を含むα−Alの基地相と、平均粒径が5μm以下の共晶Siを含む晶出相と、を含む金属組織を有し、
引張強度が320MPa以上、0.2%耐力が280MPa以上かつ伸びが8.0%以上であることを特徴とする。
すなわち、本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなり、
Mg化合物およびCr化合物が析出した化合物粒子を含むα−Alの基地相と、平均粒径が5μm以下の共晶Siを含む晶出相と、を含む金属組織を有することを特徴とする。
上記組成をもつ本発明の高強度アルミニウム合金は鋳造性に優れるため、複雑形状であってもネットあるいはニアネットでの鋳造が可能である。したがって、本発明の高強度アルミニウム合金は、複雑形状の鋳物あるいは加工用素材として好適である。なお、本明細書において、アルミニウム合金鋳物とは、ネットシェイプの鋳物だけでなくニアネットシェイプの加工用素材も含む。
また、本発明の高強度アルミニウム合金は、Mgを含む。適量含まれるMgは共晶Siの微細化に寄与するため、Sr等の上記改良元素に頼ることなく共晶Siの微細化効果が得られる。共晶Siが微細化することで、本発明の高強度アルミニウム合金からなるアルミニウム合金鋳物は、高い延性を示すとともに、加工用素材として用いる場合には加工性に優れる。
さらに、本発明の高強度アルミニウム合金は、Mgを適量含有するとともにCrを含むことで高強度化が図られる。そのため、本発明の高強度アルミニウム合金は、Cuを含有しなくとも強度が向上され、耐食性にも優れる利点がある。
また、本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、上記本発明の高強度アルミニウム合金からなるアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
前記凝固工程後のアルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程と、
を含むことを特徴とする。
本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、上記本発明のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金部材の製造方法であって、
全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る凝固工程と、
前記アルミニウム合金鋳物に冷間加工および/または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る加工工程と、
前記加工工程後のアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程と、
を含むことを特徴とする。
本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法によれば、鋳造性および加工性に優れるとともに機械的特性にも優れるアルミニウム合金鋳物およびアルミニウム合金部材が得られる。さらに、このアルミニウム合金鋳物またはアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施すことで、共晶Siの球状化が促進されて高延性を発現するとともに、MgがMgSiとして析出し、引張強さ、耐力等の機械的強度が向上する。
試料4−3の金属組織を示す図面代用写真である。 本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物(素材)を熱間圧延したときの圧下率に対する延性の変化を示すグラフである。
以下に、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法を実施するための最良の形態を説明する。
[高強度アルミニウム合金]
[組成]
本発明の高強度アルミニウム合金は、鋳造性および加工性に優れたアルミニウム合金であって、全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、含み、残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる。
Siは、高強度アルミニウム合金全体を100質量%としたときに3.5質量%以上7.5質量%以下含まれる。Si含有量がこの範囲にないと、鋳造性が悪くなる。Siが3.5質量%未満では、鋳造の際の引け量が多くなり鋳物内部に鋳造欠陥が発生しやすくなったり、鋳造割れ等の欠陥が発生しやすくなったりする。好ましいSi含有量は4.5質量%以上、さらには5.5質量%以上である。一方、Siが7.5質量%を超えると、鋳物の最終凝固部に引け欠陥が集中しやすい。また、Si量が多すぎると、脆弱なSi粒子の晶出量が増加し、延性および機械的強度が低下する。好ましいSi含有量は7質量%以下、さらには6.5質量%以下である。
Mgは、高強度アルミニウム合金全体を100質量%としたときに0.45質量%以上0.8質量%以下含まれる。Mgは、共晶Siの微細化に寄与する。この理由は必ずしも明らかではないが、Mgの存在により、AlとSiとの間の界面エネルギーが変化し、Siの成長界面でMgの濃化が生じることで、Siの成長が抑制されたと考えられる。また、Mgは、後に説明する熱処理工程においてMgSiとして析出し、引張強さ、耐力などの機械的強度を向上させる。すなわち、α−Alの基地相(組織については後述)を強化するためにも、適量のMgを含有することが重要である。Mgが0.45質量%未満では、共晶Siの微細化効果が十分に得られない。また、基地相に十分な強度が得られない。好ましいMg含有量は0.5質量%以上、さらには0.55質量%以上である。一方、Mg量が多すぎると、熱処理してもMg化合物が固溶せずに残ってしまうことで、延性および靭性が低下する。好ましいMg含有量は0.7質量%以下、さらには0.65質量%以下である。
Crは、高強度アルミニウム合金全体を100質量%としたときに0.05質量%以上0.35質量%以下含まれる。Crは、α−Alの基地相に固溶あるいはCr化合物として析出して基地相を強化し、引張強さ、耐力などの機械的強度を向上させる。また、アルミニウム合金の高強度化は、主にMgSi相の析出によると考えられるが、Cr化合物の析出による相乗効果、あるいはCrの存在によりMgSi相の析出状態に影響が及んだと考えられる。特に、高強度アルミニウム合金を加工用素材として用いる場合には、Crは、加工工程における再結晶防止にも有効な元素である。Crが0.05質量%未満では、α−Alの基地相に十分な強度が得られない。好ましいCr含有量は0.1質量%以上、さらには0.12質量%以上である。一方、Crが0.35質量%を超えると、粗大なCr化合物が晶出して延性および靭性が低下しやすい。好ましいCr含有量は0.25質量%以下、さらには0.2質量%以下である。
本発明のアルミニウム合金は、必要に応じて、本発明の作用および効果を阻害しない範囲で各種特性向上元素を添加することができる。具体的には、チタン(Ti)、ストロンチウム(Sr)、ナトリウム(Na)、アンチモン(Sb)、鉄(Fe)が挙げられる。
Tiは、高強度アルミニウム合金全体を100質量%としたときに0.05質量%以上0.3質量%以下含まれるのが好ましい。Tiは、結晶粒を微細化させるとともに、α−Alの基地相を固溶強化あるいは析出強化させる。Tiが0.05質量%以上であれば、結晶粒が十分に微細化され、合金中に晶出物が等方的に分布しやすくなる。鋳型からの指向性が強い場合には柱状晶が発達しやすいため、鋳物を加工用素材として用いる際の加工性の点からもTiを添加するとよい。また、Tiが0.05質量%以上であれば、シュリンケージ等が合金中に細かく分散されるため、機械的特性が向上する。さらに好ましいTi含有量は0.1質量%以上である。一方、Tiが多すぎると、金属組織に粗大なTi化合物が晶出し、機械的特性が低下する。そのため、Ti含有量は0.3質量%以下が好ましく、さらに好ましくは0.25質量%以下、0.2質量%以下である。
Sr、NaおよびSbは、共晶Siを微細化させる。本発明の高強度アルミニウム合金では、Mgにより共晶Siを微細化しているが、これらの元素を一種以上含有させるとより微細化が促進され、機械的特性がさらに改善される。特に、本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物を加工用素材として用いる場合には、良好な加工性を示す。本発明の高強度アルミニウム合金は、全体を100質量%としたときに、0.003質量%以上0.05質量%以下のSr、0.001質量%以上0.03質量%以下のNaおよび0.05質量%以上0.15質量%以下のSbのうちの一種以上を含むのが好ましい。Srが過多であると微細な共晶Siと粗い共晶Siとが混在するようになり、Sr化合物の晶出も生じやすくなる。また、ガス吸収も著しくなり、鋳巣の発生を助長して延性の低下を招くおそれがある。そのため、さらに好ましいSrの含有量は、0.01質量%以下である。Naが過多であると微細な共晶Siと粗い共晶Siとが混在するようになり、延性が低下するおそれがある。そのため、さらに好ましいNa含有量は、0.01質量%以下である。また、Sbが過多であると粗い共晶Siが混在するとともにSb化合物が晶出して、延性を低下させるおそれがある。そのため、さらに好ましいSb含有量は、0.12質量%以下である。
Feは、原料から混入することがある不可避不純物である。そのため、Feの含有量は、高強度アルミニウム合金を100質量%としたときに、0.3質量%以下さらには0.2質量%以下に抑えるのが好ましい。Feが0.3質量%を超えると、Fe化合物の晶出量が増加して延性を低下させるため好ましくない。
本発明の高強度アルミニウム合金は、既に述べたように、耐食性を低下させる銅(Cu)を実質的に含有することなく機械的強度を向上させられる。Cuの含有量をあえて規定するのであれば0.01質量%未満であって、耐食性の観点から含有しないほうがよい。
また、マンガン(Mn)は、アルミニウム合金の再結晶を防止するために一般的に用いられる。しかし、本発明の高強度アルミニウム合金はCrを含むため、Mnを含有する必要はない。Mnは、α−Al基地相へのSiの固溶量を低下させるため、むしろ含有しないほうがよい。また、ホウ素(B)は、Tiとの併用で、金属組織の微細化に寄与する添加元素として一般的に用いられる。しかし、Bは、TiB化合物を形成して切削性を低下させるため、むしろ含有しないほうがよい。
[組織]
本発明の高強度アルミニウム合金は、α−Alの基地相と、基地相を囲繞すべくネットワーク状に晶出した微細な共晶Siを含む晶出相と、からなる金属組織を有する。晶出相は、共晶Siの他、Fe化合物などが晶出してなる。また、基地相は、固溶した合金元素(Si、Mg、Cr、Tiなど)の他、析出した化合物粒子(たとえばMg化合物、Cr化合物の析出粒子など)を含む。晶出相に含まれる共晶Siは、平均粒径が5μm以下が好ましく、さらには4μm以下、3.5μm以下であるのが好ましい。なお、共晶Siの平均粒径は、光学顕微鏡などによる組織観察から得られる顕微鏡像を画像解析することで、複数の共晶Siの最大長さ(最大径)を測定して得た値の算術平均値とする。
[高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法]
以下に、上記本発明の高強度アルミニウム合金からなる鋳物の製造方法を説明する。本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、主として、注湯工程と凝固工程とを含む。
注湯工程は、全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.35質量%以下のクロム(Cr)と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する工程である。本発明の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法は、通常の重力鋳造や加圧鋳造に限らず、ダイカスト鋳造したものでもよい。また、鋳造に使用される鋳型も砂型、金型等を問わない。
凝固工程は、注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる工程である。鋳型の材質、鋳型の肉厚、鋳物の寸法(あるいは鋳型のキャビティの寸法)、冷却方法などを適宜選択して冷却速度(凝固速度)を速くすることで、共晶Siを微細化させることができる。たとえば、1℃/秒以上さらには5℃/秒以上の冷却速度とすることで、共晶Siの平均粒径は小さくなる。
さらに、前記凝固工程後のアルミニウム合金に溶体化熱処理および/または時効熱処理を施す熱処理工程を含むのが望ましい。熱処理工程により、共晶Siの球状化が促進され、凝固工程後のアルミニウム合金の延性を高めることができる。
ここで溶体化熱処理は、アルミニウム合金を高温で保持した後に急冷し、過飽和固溶体を形成する熱処理である。時効熱処理は、アルミニウム合金を比較的低温で加熱保持して過飽和に固溶した元素を析出させて、適度な硬さを付与するための熱処理である。これらの熱処理によって、微細な析出物が均一に分散し、共晶Siは球状に変化して、強度、延性および靭性が高度にバランスしたアルミニウム合金が得られる。これらの熱処理条件は、鋳物の組成、要求される特性などに応じて選択すればよい。たとえば、溶体化熱処理は、450℃〜550℃で0.5〜10時間の加熱保持後、急冷すればよい。加熱温度を490℃〜535℃、保持時間を0.5〜3時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。また、時効熱処理は、たとえば、140℃〜250℃で1〜20時間保持すればよい。加熱温度を160〜200℃、保持時間を1〜5時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。
[高強度アルミニウム合金部材の製造方法]
上記の手順により得られる高強度アルミニウム鋳物を加工工程に供することで、高強度アルミニウム合金部材が得られる。すなわち、本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、主として、上記注湯工程と上記凝固工程と加工工程とを含む。注湯工程および凝固工程は、既に述べた通りである。
加工工程は、凝固工程後のアルミニウム合金鋳物に冷間加工および/または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る工程である。冷間加工および/または熱間加工の加工方法に特に限定はないが、たとえば、鍛造(鍛伸、スエージング等)、圧延、スピニング等で行うことができる。加工回数は一回でも二回以上繰り返して行ってもよく、冷間加工または熱間加工をそれぞれ単独で行ってもよいし、熱間加工後に冷間加工してもよい。
加工工程は、アルミニウム合金鋳物に累積減面積が30%以上さらには50%以上の加工度で加工を行う工程であるのが望ましい。加工を二回以上行う場合には、全段階の加工後の累積減面積が30%以上さらには50%以上であればよい。加工度を高めることにより、鋳造組織が破壊され、共晶Siがより微細となって金属組織中に均一に分散される。その結果、高い延性を示す高強度アルミニウム合金部材が得られる。
また、本発明の高強度アルミニウム合金部材の製造方法は、加工工程後のアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程を含むとよい。熱処理工程は、既に述べた通りである。
なお、必要に応じて加工工程の前の高強度アルミニウム合金鋳物に均質化処理を施してもよい。均質化処理は、未固溶の晶出相の固溶および晶出相の球状化を行うための処理であり、その後の加工工程での加工性が向上する。均質化処理としては、たとえば、450℃〜550℃で0.5〜10時間加熱保持すればよい。加熱後の冷却は、特に限定するものではない。加熱温度を490℃〜535℃、保持時間を0.5〜3時間、とするのがより望ましく、コストと特性とのバランスが良好である。
[用途]
本発明の高強度アルミニウム合金は、強度、耐食性が同時に要求される鋳造品、鍛造品、あるいはそれらの原料(インゴットなど)として好適に用いられる。たとえば、車両の足回り用部材がある。足回り部材としては、アッパーアーム、ロアアーム、ナックル、アクスルキャリア、ディスクホイール、クロスメンバなどが挙げられる。これらの部材に本発明の高強度アルミニウム合金を適用すると、軽量効果が大きく、性能向上も図れる。
以上、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法の実施形態を説明したが、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲において、当業者が行い得る変更、改良等を施した種々の形態にて実施することができる。
以下に、本発明の高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法の実施例を挙げて、本発明を具体的に説明する。
[試験例1]
表1に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料1−1〜1−9を作製し、機械的特性を評価した。
(注湯工程および凝固工程)
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が80mm×70mm×15mmの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
(熱処理工程)
得られた各鋳物に対して調質記号でT6で表される熱処理を行った。T6の熱処理は、535℃で1時間の溶体化処理を行い、溶体化処理後50℃の温水中に焼き入れ、その後、時効熱処理を170℃で3時間行い、試料1−1〜1−9の鋳物を得た。
<評価>
試料1−1〜1−9の引張強度、耐力および延性の評価を行った。上記の手順により得られた鋳物の肉厚中心部から、厚さ3mmの平板引張試験片を採取した。引張試験は、株式会社島津製作所製オートグラフを用いて、クロスヘッド速度0.3mm/分で行った。また、0.2%耐力は、ビデオ伸び計の変位と荷重から算出した応力−歪み曲線より求めた。なお、引張試験は、室温で行った。結果を表2に示す。
表1および表2より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲(Si:3.5〜7.5%、Mg:0.45〜0.8%、Cr:0.05〜0.35%)にある試料1−1〜1−5は、引張強度が320MPa以上、0.2%耐力が280MPa以上かつ伸びが8.0%以上であり、高強度と高延性とが両立した高強度アルミニウム合金鋳物であった。
一方、試料1−6〜1−9では、機械的強度と延性とを両立することが困難であった。すなわち、Siが過剰な試料1−6では、試料1−1〜1−5に比べて伸びが大きく低下した。また、Mgが過剰な試料1−7においても、試料1−1〜1−5に比べて伸びが低下した。また、Crを実質的に含まない試料1−8では、伸びは十分であっても機械的強度(引張強度および耐力)が不足した。なお、試料1−9は、JISに規定されるAl−Si−Mg系の鋳造用合金(AC4CH)である。試料1−9は、試料1−1〜1−5に比べて機械的強度および延性が共に十分ではなかった。
また、試料1−1〜1−5は得られた鋳物に欠陥はほとんど見られず鋳造性が高かったが、Si含有量が3.5質量%の試料1−1は、Si含有量が5.6質量%以上の試料1−2〜1−5よりも鋳造性が劣った。
[試験例2]
表3に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料2−1〜2−4を作製し、機械的特性を評価した。
(注湯工程および凝固工程)
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が80mm×70mm×15mmの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
(加工工程)
得られた鋳物から70mm×15mm×15mmの板状素材を切り出し、表面を#600まで湿式研磨した。その後、板状素材を熱間圧延した。圧延は、電気炉にて380℃で30分保持して加熱した板状素材を、室温のロール間を通過させて行った。圧延は、1つの板状素材に対して合計で7パス行い、アルミニウム合金部材を得た。7パスの圧延の後の最終圧下率は、65%程度となるように調節した。
(熱処理工程)
得られた部材に対して、試験例1と同様のT6の熱処理を行い、試料2−1〜2−4を得た。
<評価>
試料2−1〜2−4の引張強度、耐力、延性および硬さの評価を行った。引張強度、耐力および伸びは、試験例1と同様な方法により測定した。硬さは、ビッカース硬度計を用い、荷重5kgを試料の肉厚中心部に対して25秒間負荷して行った。結果を表4に示す。なお、表4には、参考に、「アルミニウムハンドブック」から引用した鍛造用合金6061(JIS)の引張強度、耐力、延性および硬さを示す。
表3および表4より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料2−1および2−2は、引張強度が360MPa以上、0.2%耐力が310MPa以上かつ伸びが14%以上であり、強度と延性とが高いレベルにバランスした高強度アルミニウム合金部材であった。また、約65%以上の累積面積率となるように加工したことで、引張強度、耐力および延性のいずれも、試験例1の鋳物(すなわち加工無し)に比べて向上した。
一方、Mgが過剰な試料2−3は、引張強度、耐力および硬さは高い値を示した。しかし、試料2−3では高い加工度で加工を行ったにもかかわらず、その伸びは6061合金よりも低い値を示し、大きな延性の向上は見られなかった。また、試料2−4は、試料1−9と同じくAC4CHの組成をもち、延性に優れるが、引張強度および耐力が6061合金よりも低い値を示した。
[試験例3]
試験例1と同様の手順により、表5に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料3−1〜3−5を作製し、Cr含有量に対する鋳物の硬さを評価した。
<評価>
試験例2と同様な方法により、試料3−1〜3−5の硬さを測定した。なお、硬さは、得られた鋳物の肉厚中心部に対して測定した。結果を表5に示す。
表5より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料3−2〜3−4は、HV120以上であった。一方、Crを実質的に含まない試料3−1では、硬さが十分ではなかった。また、Crを過剰に含む試料3−5では、硬さは高い値を示すものの、光学顕微鏡により金属組織を観察すると、粗大なCr化合物が観察された(図示せず)。そのため、試料3−5は、延性および靭性が低いと考えられる。
[試験例4]
試験例1と同様の手順により、表6に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料4−1〜4−4を作製し、Mg含有量に対する共晶Siの平均粒径を評価した。
<評価>
各鋳物の肉厚中心部の断面の金属組織を光学顕微鏡により観察することにより共晶Siの平均粒径を求めた。金属組織は、光学顕微鏡により倍率200倍(600μm×480μm)および400倍(300μm×240μm)で数視野撮影した。その一例を図1に示す。共晶Siの粒径は、図1のような図面代用写真から、画像解析ソフト「Image−Pro」を用いて測定した。視野内の共晶Siの粒子の最大長さ(最大径)を測定し、算術平均値を求めることで平均粒径を算出した。結果を表6に示す。
表6より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料4−2および4−3は、共晶Siの平均粒径が3μm程度で微細であった。一方、Mg含有量が少ない試料4−1は、共晶Siの平均粒径が6μmで大きかった。また、Mgを過剰に含有する試料4−4では、共晶Siの平均粒径が2.5μmで非常に微細であるが、熱処理しても固溶しなかったMg化合物が金属組織中に残存することが組織観察により確認された。そのため、試料1−7(表2)のように、試料4−4の延性は低下すると考えられる。
[試験例5]
表7に示す組成の異なるアルミニウム合金からなる試料5−1〜5−8を作製し、冷却速度に対する共晶Siの平均粒径を評価した。
(注湯工程および凝固工程)
各合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が80mm×70mm×肉厚Tmmの鋳型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。なお、鋳型として、肉厚Tを15mm、22mmまたは44mmに変えた銅製金型あるいは珪砂シェル型を用いることで、冷却速度を変えて鋳造した。各試料の冷却速度(鋳物中央部での実測値)を表7に示す。
(熱処理工程)
試験例1と同様に、T6の熱処理を行い、試料5−1〜5−8の鋳物を得た。
<評価>
各鋳物の肉厚中心部の断面の金属組織を光学顕微鏡により観察することにより共晶Siの平均粒径を求めた。共晶Siの平均粒径は、試験例4と同様の手順で求めた。結果を表7に示す。
表7より、本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある試料5−1〜5−4は、共晶Siの平均粒径が9μm未満であった。なかでも、冷却速度を1℃/秒以上とした試料の共晶Siの平均粒径は5μmを超えることはなく、5℃/秒以上とした試料では3μm以下であった。一方、Mgの含有量が少ない試料5−5〜5−8は、冷却速度が1℃/秒以上さらには5℃/秒以上であっても、共晶Siの平均粒径は5μmを超えた。
[試験例6]
表8に示す組成のアルミニウム合金からなる試料6−1を作製し、圧延加工における圧下率に対する延性を評価した。
(注湯工程および凝固工程)
表8に示す合金組成になるように配合した原料を溶解して合金溶湯の調製を済ませたのちに、キャビティ寸法が80mm×70mm×15mmの銅製金型に注湯した。放冷で凝固させて、アルミニウム合金鋳物を得た。
(加工工程)
得られた鋳物から70mm×15mm×15mmの板状素材を5個切り出し、表面を#600まで湿式研磨した。その後、板状素材を熱間圧延した。圧延は、電気炉にて380℃で30分保持して加熱した板状素材を、室温のロール間を通過させて行った。圧延は、5個の板状素材に対して最終圧下率がそれぞれ、0%(加工せず)、20%、30%、40%、65%となるように調節して行った。
(熱処理工程)
試験例1と同様に、T6の熱処理を行った。
<評価>
試験例1と同様な方法により引張試験を行い、伸びを測定した。結果を図2に示す。
本発明の高強度アルミニウム合金の組成範囲にある鋳物(素材)を圧延により30%以上に圧下することにより、延性は向上した。また、40%以上の圧下率で加工した試料は、約14%の伸びを示した。すなわち、30%以上の累積減面積の加工により、本発明の高強度アルミニウム合金の延性は大きく向上し、累積減面積を40%以上65%以下とすると特に望ましいことがわかった。

Claims (12)

  1. 全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなり、
    銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満含み、
    Mg化合物およびCr化合物が析出した化合物粒子を含むα−Alの基地相と、平均粒径が5μm以下の共晶Siを含む晶出相と、を含む金属組織を有し、
    引張強度が320MPa以上、0.2%耐力が280MPa以上かつ伸びが8.0%以上であることを特徴とする鋳造性および加工性に優れた高強度アルミニウム合金。
  2. Crを0.2質量%以下含む請求項に記載の高強度アルミニウム合金。
  3. Mgを0.7質量%以下含む請求項1または2に記載の高強度アルミニウム合金。
  4. 前記不可避不純物として、0.3質量%以下の鉄(Fe)を含む請求項1〜のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
  5. 前記化合物粒子は、溶体化熱処理および時効熱処理により前記基地相に析出する析出化合物である請求項1〜のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
  6. さらに、0.05質量%以上0.3質量%以下のチタン(Ti)を含む請求項1〜のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
  7. さらに、0.003質量%以上0.05質量%以下のストロンチウム(Sr)、0.001質量%以上0.03質量%以下のナトリウム(Na)および0.05質量%以上0.15質量%以下のアンチモン(Sb)のうちの一種以上を含む請求項1〜のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金。
  8. 請求項1〜のいずれかに記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
    全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
    前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させる凝固工程と、
    前記凝固工程後のアルミニウム合金鋳物に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程と、
    を含むことを特徴とする高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法。
  9. 前記凝固工程は、1℃/秒以上の冷却速度で行う工程である請求項8に記載の高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法。
  10. 請求項1〜のいずれかに記載のアルミニウム合金からなるアルミニウム合金部材の製造方法であって、
    全体を100質量%としたときに、3.5質量%以上7.5質量%以下の珪素(Si)と、0.45質量%以上0.8質量%以下のマグネシウム(Mg)と、0.05質量%以上0.25質量%以下のクロム(Cr)と、銅(Cu)を0質量%以上0.01質量%未満と、を含み残部がアルミニウム(Al)と不可避不純物とからなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
    前記注湯工程後の合金溶湯を冷却させて凝固させてアルミニウム合金鋳物を得る凝固工程と、
    前記アルミニウム合金鋳物に冷間加工および/または熱間加工を行いアルミニウム合金部材を得る加工工程と、
    前記加工工程後のアルミニウム合金部材に溶体化熱処理および時効熱処理を施す熱処理工程と、
    を含むことを特徴とする高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
  11. 前記加工工程は、前記アルミニウム合金鋳物に累積減面積が30%以上の加工度で加工を行う工程である請求項10記載の高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
  12. 前記凝固工程は、1℃/秒以上の冷却速度で行う工程である請求項10または11記載の高強度アルミニウム合金部材の製造方法。
JP2011065465A 2011-03-24 2011-03-24 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法 Expired - Fee Related JP5575028B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011065465A JP5575028B2 (ja) 2011-03-24 2011-03-24 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011065465A JP5575028B2 (ja) 2011-03-24 2011-03-24 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008182975A Division JP2010018875A (ja) 2008-07-14 2008-07-14 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2011162883A JP2011162883A (ja) 2011-08-25
JP5575028B2 true JP5575028B2 (ja) 2014-08-20

Family

ID=44593912

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2011065465A Expired - Fee Related JP5575028B2 (ja) 2011-03-24 2011-03-24 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5575028B2 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX359907B (es) * 2013-02-06 2018-10-16 Ksm Castings Group Gmbh ALUMINUM FOUNDATION ALLOY.

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63100151A (en) * 1986-04-04 1988-05-02 Hitachi Metals Ltd Aluminum-alloy member and combined working method thereof
JP2005264301A (ja) * 2004-03-22 2005-09-29 Toyota Central Res & Dev Lab Inc 鋳造アルミニウム合金とアルミニウム合金鋳物およびその製造方法
JP2006316341A (ja) * 2005-04-14 2006-11-24 Daiki Aluminium Industry Co Ltd 鋳造用アルミニウム合金および同アルミニウム合金鋳物
JP2006322062A (ja) * 2005-04-19 2006-11-30 Daiki Aluminium Industry Co Ltd 鋳造用アルミニウム合金および同アルミニウム合金鋳物
JP2007070716A (ja) * 2005-09-09 2007-03-22 Daiki Aluminium Industry Co Ltd 加圧鋳造用アルミニウム合金および同アルミニウム合金鋳物

Also Published As

Publication number Publication date
JP2011162883A (ja) 2011-08-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2010018875A (ja) 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
CA2574962C (en) An al-si-mg-zn-cu alloy for aerospace and automotive castings
US7108042B2 (en) Aluminum diecasting alloy
US9771635B2 (en) Cast aluminum alloy for structural components
JP2004043907A (ja) 強度部材用アルミニウム合金鍛造材および鍛造材用素材
WO2006014948A2 (en) An al-si-mg-zn-cu alloy for aerospace and automotive castings
CN104745897A (zh) 一种高硅变形铝合金材料及其生产方法
TWI507532B (zh) High strength aluminum magnesium silicon alloy and its manufacturing process
US10612116B2 (en) Increasing strength of an aluminum alloy
JP2007534839A (ja) 航空宇宙及び自動車の鋳物品用の熱処理可能なAl−Zn−Mg合金
JP3684313B2 (ja) 自動車のサスペンション部品用高強度高靱性アルミニウム合金鍛造材
CN101857934A (zh) 一种耐热镁合金及其制备方法
JP6229130B2 (ja) 鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物
JP5758402B2 (ja) 機械的強度が高く、耐熱クリープ性も高い、銅アルミニウム合金製の鋳造部品
JP5215710B2 (ja) 高温でのクリープ特性に優れたマグネシウム合金およびその製造方法
JP2006161103A (ja) アルミニウム合金部材およびその製造方法
JP2010106336A (ja) マグネシウム合金の鍛造方法
JP5575028B2 (ja) 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
JP2011106011A (ja) 耐食性及び加工性に優れた高強度Al合金鍛造材及びその製造方法
JP3471421B2 (ja) アルミニウム合金鍛造材の製造方法
CN101880806A (zh) 耐热镁合金及其制备方法
JPH11286758A (ja) アルミ鋳造材を用いた鍛造製品の製造方法
JP3840400B2 (ja) 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法
JP4121266B2 (ja) 輸送機器用アルミニウム合金の半溶融成型ビレットの製造方法
JP5435266B2 (ja) 疲労強度,靭性及び光輝性に優れたアルマイト処理用アルミニウム合金展伸材及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20110324

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20110325

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20130409

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20140327

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20140604

A911 Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911

Effective date: 20140611

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20140701

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20140701

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5575028

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees