JPWO2015052776A1 - 鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物 - Google Patents
鋳造用アルミニウム合金及びそれを用いた鋳物Info
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Abstract
Description
鋳造方法としては、重量鋳造法・低圧鋳造法,高圧鋳造法等があるが、この中でもダイカスト鋳造は高圧鋳造法に分類され、生産性が高い。
ダイカスト鋳造は、アルミニウム合金の溶湯を金型内に高速,高圧で射出することで鋳造部材を成型する方法であることから、鋳造組織が緻密で高強度であることから、これまで日本工業規格(JIS)では、ADC12と規定されているアルミニウム合金が自動車部品等に広く適用されている。
ADC12は、Al−Si−Cu−Fe−Mg−(Zn)系のアルミニウム合金で熱処理無しの鋳放しで高い強度と耐力が得られる。
しかし、ADC12は材料特性のうち延性が低く、高い靭性が要求される部品への展開が難しかった。
特に航空機,鉄道車両,自動車の分野では、軽量化に対する要求が高く、構造部材にも適用できる高延性の鋳造用アルミニウム合金が要求されている。
高い延性(高靭性)と高い強度が得られるアルミニウム合金としては、これまでAl−Si−Mg系及びAl−Mg−Si系の亜共晶型の合金が検討されている。
ここでAl−Si−Mg系とは、Alに添加された成分のうち最も多いのがSiであり、次にMgが多く含まれていることをいい、Al−Mg−Si系とは逆にMgの方がSiよりも多く添加されているものである。
Al−Si−Mg系合金としては、米国で規格化されたAA365合金が代表例である。
AA365合金は(以下全て質量%で)、Si:8〜12%と比較的多く含有し、これに0.6%までの少量のMgを添加したものであり、延性が高いものの材料強度が不充分であるため、ダイカスト鋳造後にT5等の熱処理が必要でありコストアップの一因となるだけでなく、熱処理時に寸法や形状が変化しやすい問題もあった。
Al−Mg−Si系合金としては、2〜8%の高いMgを含有させるとともに少量の0.5〜3%のSiを添加した合金が提案されている。
しかし、このAl−Mg−Si系合金は凝固時に収縮性があり、鋳造割れが発生しやすい課題があった。
特許文献1には、Al−Mg系アルミニウム合金であって、Mg:2.5〜5.0%,Mn:0.3〜1.5%,Ti:0.1〜0.3%,好ましくはSi:0.2〜0.6%,Sr:0.005〜0.05%を含有する靭性に優れた合金を開示する。
しかし、同公報に開示する鋳造用合金は、Siの添加量が0.2〜0.6%と少なく、同公報段落(0026)〜(0028)に記載されているとおり、Mg2Si化合物の晶出Siの針状成長を抑えるためのものである。
特許文献2には、熱間割れ感受性を減じるためのアルミニウム合金を開示し、Sr:0.01〜0.025%,B:0.001〜0.005%の範囲に相当するTiB2を含むものである。
しかし、同公報に開示する合金は、同公報段落(0006)に記載されているとおり、Srの添加はTiB2との相乗効果を目的としたものであり、α−Al結晶中における球状結晶の生成を促進させるのが目的である。
従来のAl−Mg−Si系のアルミニウム合金においては、一般的にSiの添加割合をMgの添加量よりもかなり少なくすることで、Mg2Si化合物の晶出を抑えていた。
これは、Siの添加が多くなると鋳造性が改善されてもMg2Siが針状又は層状に積層した、いわゆるラメラ構造になり材料特性が大きく低下するからである。
これに対しては、本発明はSrの添加により凝固過程にて晶出するMg2Siの晶出形態を微細な塊状に改質した点に特徴がある。
本発明にて微細な塊状とは、大きさ20μm以下に分断された薄片状であることをいう。
本発明に係るアルミニウム合金は、Mg2Siの晶出を積極的に許容したものであり、亜共晶領域において、Mg2Siの化学量論的組成近傍又はα−Al相結晶中にMgが固溶する量も考慮し、Mg2Si化学量論的組成よりもMgの添加割合が若干多い成分割合がよい。
特に好ましい範囲としては、Mg:3.0〜7.0%,Si:2.0〜3.5%の範囲である。
本発明において、Mgの添加量を2.0%以上としたのは、2.0%未満では鋳造の鋳放し状態において耐力値や延性が充分に得られないからである。
一方、Mgの添加量7.5%以下としたのは、7.5%を超えるとMg2Si晶出量が多くなり、鋳造部材の機械的特性が低下するからである。
本発明においてSiの添加量1.65%以上としたのは、1.65%未満では鋳造時の湯流れ性が低下するからである。
また、Siの添加量を5.0%以下としたのは、5.0%を超えるとMgの添加量を上記の範囲に設定した場合に過剰Si量となるからである。
本発明において、Sr:0.015〜0.12%としたのは、Mg2Si晶出時の微細化,塊状化の効果を考慮したものである。
Mg及びSiの添加量を上記の範囲に設定した場合に、Sr添加量が0.015%未満ではMg2Siの微細化効果が充分に得られない。
Srが0.12%を超えるとAl−Si−Sr系の晶析物が出現しやすくなる。
Srの添加量の好ましい範囲は、0.02〜0.10%さらに好ましい範囲は0.03〜0.06%の範囲である。
本発明に係るアルミニウム合金は、鋳造時の凝固過程においてMg2Siの晶出形態を微細化,塊状化した点に特徴があり、このような効果が認められる範囲において、他の成分、例えばMn,Fe,Cr,Sn等が少量添加されていてもよい。
Mnは、マトリックス中に固溶し強度向上が期待できるとともに、塊状のAl−Mn金属間化合物を晶出し、金型への溶湯焼き付きを防止するので、Mnは必要に応じて0.3〜1.0%添加される。
特にダイカスト鋳造用には、Mnの添加が好ましい。
Fe成分は一般的に不純物として混入し、少量であればAl−Fe系の金属間化合物を晶出し、溶湯の金型への焼き付き防止効果があるが、Feは0.4%以下に抑えるのが好ましい。
Cr,Sn等は、0.5%以下の少量であれば添加されてもよい。
Crは、固溶効果があり、Snはひけ巣を改善する。
また、Mg成分の酸化減耗を防止すべく、10〜50ppm程度のBeを添加してもよい。
また、本発明に係るアルミニウム合金を用いた鋳物は、内部品質に優れ、鋳放しの状態で高延性及び高強度である。
鋳造に用いたIビーム鋳型の模式図を図2に示す。
拘束長さによる収縮応力の差を検討するため、キャビティ部の深さC=25mmとし、長手方向の長さが70,95及び140mmとなる長さの異なる三種類の鋳型を用いた。
最終凝固部に収縮応力が集中し、割れの発生位置を一定にするため、長手方向の鋳型中央部に断熱材Aを接着した。
溶湯中の水素含有量を低減するため、アルゴンガスによる約120秒のバブリングを行った。
注湯時は鋳型温度を473±5K,注湯温度は各組成の融点より50±5K高い一定の加熱度で鋳造した。
鋳造したIビーム鋳物の最終凝固部に亀裂もしくは完全破断が確認された試料の破面をSEMにより観察し、二次電子像から図3(a)に示すようなデンドライトセルの観察できる鋳造割れ破面と、図3(b)に示すような塑性変形跡が観察できる熱間割れ破面が確認された。
このうち、鋳造割れを示す図3(a)のような破面に着目し破断面を15分割し、鋳造割れ発生割合が100%の場合を10とした0〜10の11段階の数値を振り分け、破面全体のこの数値の総和を最大値である150による商にて鋳造割れ面積率を算出した。
その結果を図1の表に示す。
実施例1〜7に係る合金は、本発明に係るものであり、効果の確認のために比較例11〜15の評価結果も示した。
実施例1〜4及び比較例14,15は、Al−6%Mg−3%Si組成に対してSrの添加量を変化させたものである。
比較例15のSrの添加されていない合金に比較すると、Srの添加により耐鋳造割れ性が向上しているのが明らかである。
Srの添加量が0.015%を超えた実施例1(Sr=0.018%)で顕著な効果が現れはじめ、実施例2のSr=0.03%では鋳造割れ面積が0%になることが確認され、実施例4のSr=0.06%においてまで同0%が確認された。
なお、実施例5のSr=0.12%では、やや耐鋳造割れ性が低下した。
実施例5の破面をSEMで観察すると、Al−Si−Srの化合物の晶出が認められた。
なお、実施例2〜4の鋳造材は、Mg2Si晶出相がほぼ全て(100%)微細な塊状に改良されていた。
実施例6は、Sr=0.04%の他にMnを0.6%添加したものであり、実施例7はSr=0.04%の他に従来のTi,Bも添加したものであり、いずれもSrの添加効果は維持されていた。
比較例11〜13に示すようにAl−Mg−Si系の合金組成にすることで従来のTi,Bの添加効果が現れるものの、鋳造割れは0%にならなかった。
Srの添加による金属組織の変化を調査すべく図4にAl−6%Mg−3%Si組成に各成分を添加し、鋳造したもののミクロ組織写真を示し、図5にSEMによる成分の面分析結果(マッピング分析結果)を示す。
なお、図5中BEIは、反射電子像を示す。
図4の写真からSr,Ti−Bの無添加のものは、Mg2Siが針状に細長く約30μm以上に成長しているように見える。
Ti−B添加したものは、少しMg2Siの長さが短くなっているように見えるが、Srの添加による微細化とは相異している。
また、図5のマッピング分析から晶出物はMg2Siであることが確認できた。
さらにMg2Siの形状を調査すべく、図4のサンプルでAl−6%Mg−3%Siの組成にSrを0.03%添加したものとSrを添加しなかったものを水酸化ナトリウム水溶液でアルミ相のみ腐食させ、Mg2Siの共晶相を露出させた。
そのSEMの二次電子像を図6に示す。
(a)のSr無添加のものは、厚み1〜2μmで約30μm以上の大きさの粗大な板状の層が積層した、いわゆるラメラ状の晶出形態であった。
これに対して(b)のSr=0.03%添加したものは、板厚が2〜3μmとやや厚くなっているが積層していなく、20μm以下に微細化された平均で10μm以下の片状で塊状からなる晶出形態に変化していた。
Claims (4)
- Al−Mg−Si系のアルミニウム合金であって、
質量%で、Sr=0.015〜0.12%含有し、鋳造後の金属組織中に晶出したMg2Siが微細な塊状になることを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。 - 以下全て質量%で、Mg:2.0〜7.5%,Si:1.65〜5.0%であり、Sr:0.015〜0.12%含有することを特徴とする請求項1記載の鋳造用アルミニウム合金。
- 以下全て質量%で、Mg:2.0〜7.5%,Si:1.65〜5.0%,Mn:0.3〜1.0%,Fe:0.40%以下及びSr:0.015〜0.12%で残部が不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1又は2記載の鋳造用アルミニウム合金。
- 請求項1〜3のいずれかの鋳造用アルミニウム合金を用いたことを特徴とする鋳物。
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