JP6738125B2 - 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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Description
本発明は、自動車外板用アルミニウム合金及びその製造方法に係り、より詳しくは、剛性及びＮＶＨ（Ｎｏｉｓｅ Ｖｉｂｒａｔｉｏｎ Ｈａｒｓｈｎｅｓｓ）特性を向上させるためにホウ化（Ｂｏｒｉｄｅ）化合物の生成を極大化するとともに、弾性、成形性、及び耐デント性を向上させた自動車外板用アルミニウム合金及びその製造方法に関する。
通常、アルミニウム合金は、アルミニウムに合金元素を添加することで優れた特性を発揮する。
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。
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。
高張力アルミニウム合金は、耐蝕性の問題点を有するが、マグネシウムおよび亜鉛を添加した建築用アルミニウム合金は、優れた耐蝕性を有するため、鉄道車両や橋梁などに用いられている。また、鋳物用としてはケイ素を添加した合金が用いられており、その他にも、耐熱、光輝などの目的に応じて、他の金属が配合されて用いられる。
アルミニウム合金は、展伸材用と鋳造材用とに大別される。展伸材用アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系（ジュラルミン、超ジュラルミン）、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（極超ジュラルミン）などが挙げられ、鋳造材用としては、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｓｉ系（シルミン）、Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系（ラウタル）、Ａｌ−Ｍｇ系（ヒドロナリウム）、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系（Ｙ合金）、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系（ローエックス合金）などが挙げられる。
従来は、アルミニウム合金の弾性を向上させるために、金属系化合物やＣＮＴ（カーボンナノチューブ）などの強化相を粉末形態で成形していたが、コスト競争力に限界があった。
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。
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。
したがって、弾性の向上において最も重要な役割をするホウ化（Ｂｏｒｉｄｅ）化合物の生成を極大化するとともに、自発反応により生成されたホウ化化合物をアルミニウム溶湯内に均一に分散させるための技術が要求されている。
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。
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。
本発明は、強化相としてＴｉＢ２相およびＡｌＢ２相などのホウ化（Ｂｏｒｉｄｅ）化合物の生成を極大化するために、組成比を最適化することで、弾性、成形性、および耐デント性を向上させた自動車外板用アルミニウム合金およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明による自動車外板用アルミニウム合金は、
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。
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。
Ｍｇ：２．２〜５ｗｔ％、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。
また、本発明は、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。
溶融炉のＡｌ溶湯にＡｌ−Ｔｉ母合金、Ａｌ−Ｂ母合金を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。
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。
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。
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。
本発明によれば、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｇの組成比を最適化して、強化相としてＴｉＢ２相およびＡｌＢ２相の生成を極大化することで、素材の弾性、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。
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。
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。
以下、添付図面を参照して本発明の好ましい実施例を詳細に説明する。
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。
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。
また、本発明は自動車外板用アルミニウム合金に関するものであって、剛性およびＮＶＨ特性を向上させるためには、弾性だけでなく、優れた成形性および耐デント性を備えるとともに、車体の重量軽減のためには軽量であることが必要である。
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。
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。
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、Ｍｇ：０．５〜５ｗｔ％、Ｔｉ：０．５５〜１．０ｗｔ％、Ｂ：１．１〜２．５ｗｔ％、Ｍｇ：５ｗｔ％（０を除く）、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を満たすことが好ましい。
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。
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。
自動車外板用として、通常、汎用５０００系アルミニウム合金が用いられているが、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、自動車外板用として主に用いられている汎用５０００系アルミニウム合金の組成成分を基にしながら、Ｔｉ、Ｂ、およびＭｇを含む組成を構成し、この際、Ｔｉ：Ｂ：Ｍｇの組成比が重量比で１：２．０〜２．５：５．０〜６．０の比率となるようにすることが好ましい。
通常、アルミニウムにＴｉおよびＢを添加すると、弾性への寄与度が最も高いＴｉＢ２およびＡｌ３Ｔｉ強化相を形成することができるが、Ｔｉ：Ｂ：Ｍｇの組成比が１：２．０〜２．５：５．０〜６．０の重量比を満たすようにする場合、その形状が長軸と短軸の差の大きい楕円球状に形成される。
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。
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は、Ｔｉ：Ｂ：Ｍｇの組成比による５０００系アルミニウム合金の物性変化を示した表であり（初期冷却速度５０℃／ｓ）、表２は、Ｔｉ：Ｂ：Ｍｇの組成比による強化相の分率を示した表である。
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。
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。
この際、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、Ｔｉ：Ｂ：Ｍｇの組成比が１：２．０〜２．５：５．０〜６．０であることが好ましい。
その理由は、上記組成比において、Ｂの組成比が１．１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の組成比が１．１を超え、Ｍｇの組成比が５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の組成比が６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の組成比は１以下で添加されることが好ましい。その理由は、Ｔｉの組成比が１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。
その理由は、上記組成比において、Ｂの組成比が１．１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の組成比が１．１を超え、Ｍｇの組成比が５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の組成比が６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の組成比は１以下で添加されることが好ましい。その理由は、Ｔｉの組成比が１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３は従来の５０００系アルミニウムの物性を示した表である。
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。
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。
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の製造方法は、溶融炉に収容されたＡｌ溶湯にＡｌ−Ｔｉ母合金、Ａｌ−Ｂ母合金を装入する装入段階と、強化相としてＡｌＢ２相およびＴｉＢ２相が生成されながら分散されるように溶湯を攪拌する攪拌段階と、を含む。
装入段階は、Ａｌ−Ｔｉ母合金、Ａｌ−Ｂ母合金を装入して、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。
装入段階は、Ａｌ−Ｔｉ母合金、Ａｌ−Ｂ母合金を装入して、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。
上記の比率を維持させることで、弾性を効果的に向上させるとともに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ＴｉＢ２相、ＡｌＢ２相を同時に生成させながらも、成形性および衝撃特性に不利なＡｌ３Ｔｉ相の生成は最小化することができる。
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。
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。
攪拌段階は、強化相としてＴｉＢ２相、ＡｌＢ２相が同時に生成させながら分散されるように、溶融炉の直径の０．４倍以上の長さを有する攪拌子を用いて、溶湯を５００ｒｐｍ以上の速度で攪拌させることが好ましい。
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。
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。
従来のアルミニウムの製造方法の大部分は、弾性を向上させるためにカーボンナノチューブまたは粉末形態の強化粒子を投入していたが、この場合、溶湯での損失、濡れ性、分散などの問題や、製造コストが上昇する問題がある。それに対し、本発明によれば、組成比を制御することで、成形性および衝撃特性に不利なＡｌ３Ｔｉ相の生成は抑制しながらも、ＴｉＢ２相、ＡｌＢ２相を同時に生成させ溶湯内に均一に分散させることで、弾性、成形性、および耐デント性などが向上する。
以上、本発明に関する好ましい実施形態を説明したが、本発明は前記実施形態に限定されるものではなく、本発明の属する技術分野を逸脱しない範囲での全ての変更が含まれる。
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：２．２〜５ｗｔ％、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。
- 請求項１又は２に記載の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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