WO2015152133A1 - 比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系アルミニウム合金、並びにそれからなる鋳造部材 - Google Patents

比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系アルミニウム合金、並びにそれからなる鋳造部材 Download PDF

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casting
cast member
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慶之 大窪
吉田　優
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日立金属株式会社
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    • B60B2360/104—Aluminum

Definitions

  • the present invention relates to an Al-Si-Mg aluminum alloy for casting excellent in specific rigidity, strength and ductility, and a cast member comprising the same.
  • Aluminum alloy cast members which are advantageous in terms of weight reduction, ease of processing of complex shapes, and reduction of manufacturing costs, are widely used for various parts. Especially in automobiles, etc., Al-Si-Cu-Mg-based JIS AC4B, ADC12, etc. are used as materials for cases and covers, and Al-Si-Mg-based JIS AC4CH, ADC3, etc. are used as materials for suspension parts and road wheels. However, energy saving and improvement in fuel consumption are required, and further weight reduction and high quality are desired for aluminum alloy cast members constituting them.
  • the Al-Si-Cu-Mg aluminum alloy which is often used for cases and covers, has sufficient strength, it contains Cu, which is an element that has a large atomic weight and hinders corrosion resistance. There is a risk that airtightness is likely to be impaired. Further, the Al—Si—Cu—Mg-based aluminum alloy has a ductile elongation of 2.0% or less and is not so ductile, so it is difficult to apply it to members that require deformability, and its application range is limited.
  • the Al-Si-Mg-based aluminum alloy applied to undercarriage parts, road wheels, etc. is more ductile than the Al-Si-Cu-Mg-based aluminum alloy, and therefore has a high deformability. And since Cu is not included substantially, corrosion resistance is favorable.
  • the 0.2% proof stress which is an index of strength, is 100 MPa or more that can be applied to vehicles and the like, and can be further increased by heat treatment, so that it is possible to design a thin wall to reduce the weight of the cast member.
  • the Young's modulus is about 76 GPa, even if the strength and ductility can be ensured, if the thickness is reduced, the rigidity required for a cast member cannot be ensured. Therefore, it is becoming difficult to reduce the weight with a thinner design.
  • JP 2008-291364 discloses 11.0 to 12.0 wt% silicon, 0.7 to 2.0 wt% magnesium, 0.1 to 1 wt% manganese, up to 1 wt% iron, up to 2 Wt% copper, up to 2 wt% nickel, up to 1 wt% chromium, up to 1 wt% cobalt, up to 2 wt% zinc, up to 0.25 wt% titanium, 40 ppm boron, 80 as required Disclosed is an aluminum alloy consisting of ⁇ 300 ppm ppm of strontium and the balance aluminum (each containing up to 0.05% by weight of additional elements and impurities associated with production, and a total amount of up to 0.2% by weight).
  • Special table 2010-531388 is a structural material of Al alloy containing Mg and high Si, and the Al alloy is obtained by pre-heat-treating an ingot obtained by a semi-continuous casting method to form particles of eutectic Si phase. The final shape and microstructure are formed through diffusion, then heat plastic working and heat treatment.
  • the strengthening mechanism is Al matrix fine particle strengthening, Si particle strengthening and second phase particle precipitation strengthening.
  • Al matrix structure is equiaxed, and the average particle size is An Al alloy structural material containing Mg and high Si is disclosed that is less than 6 ⁇ m, Si particles and other second phase particles are diffusely distributed and the average particle size is less than 5 ⁇ m.
  • this structural material is a material obtained by casting an ingot by a semi-continuous casting method and then subjecting it to heat plastic processing, and since the manufacturing process is complicated, a desired shape is obtained directly from the molten metal. Not suitable for casting articles.
  • JP 2013-159834 prepares an aluminum cast alloy base material made of an aluminum cast alloy containing 0.9 to 18% by mass of Si and 1.0 to 10.0% by mass of Mg by die casting, and then contains sulfuric acid and / or nitric acid. using an acid etchant comprising an aqueous solution, it was etched by the above casting aluminum alloy base conditions of the processing temperature of 30 ⁇ 80 ° C. and the treatment time 5-15 minutes Mg 2 Si crystallized products of the aluminum cast alloy substrate surface
  • corrugated shape excellent in resin joining property on the surface of the said aluminum cast alloy base material is disclosed.
  • the object of the present invention is a casting Al-Si-Mg based aluminum alloy which has a large specific rigidity (value obtained by dividing Young's modulus by density), is excellent in strength and ductility, and does not require a complicated process in casting. And providing a cast member comprising the same.
  • the present inventors have found that the content of Si and Mg, which are alloy elements having an effect of reducing the density and improving the Young's modulus, for the Al-Si-Mg aluminum alloy for castings,
  • the casting Al—Si—Mg-based aluminum alloy of the present invention excellent in specific rigidity, strength and ductility is 12.0 to 14.0% Si, 1.5 to 4.0% Mg, 0.10% or less Mn, on a mass basis.
  • the balance consists of Al and inevitable impurities.
  • the casting Al-Si-Mg-based aluminum alloy of the present invention preferably further contains 0.05 to 0.3% Ti on a mass basis.
  • the casting Al—Si—Mg aluminum alloy of the present invention preferably further contains 0.015 to 0.03% Sr on a mass basis.
  • the cast member of the present invention is made of the Al-Si-Mg aluminum alloy.
  • the cast member of the present invention is preferably subjected to T6 heat treatment.
  • the cast member of the present invention preferably has a specific rigidity divided by Young's modulus by density of 30 GPa / (g / cm 3 ) or more, a 0.2% proof stress of 180 MPa or more, and a breaking elongation of 3% or more.
  • the automobile road wheel of the present invention is made of the cast member.
  • the casting Al-Si-Mg-based aluminum alloy of the present invention can be applied to a normal casting method that does not require a special process, and can suppress an increase in casting cost, and can also be used as an Al-Si-Cu-Mg-based aluminum alloy. Excellent corrosion resistance compared to. Since the casting Al-Si-Mg-based aluminum alloy of the present invention is excellent in specific rigidity, strength and ductility, the cast member made thereof has both rigidity and toughness even in a thinned and thinned shape. In particular, it is possible to further reduce the weight of cast members for automobiles.
  • FIG. 4 is an optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 41.
  • FIG. 4 is an enlarged optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 41.
  • FIG. 4 is an optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 42.
  • FIG. 4 is an enlarged optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 42.
  • FIG. 4 is an optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 43.
  • FIG. 4 is an enlarged optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Example 43.
  • FIG. 6 is an optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Comparative Example 24.
  • FIG. 6 is an enlarged optical micrograph showing the microstructure of an Al—Si—Mg-based aluminum alloy cast member of Comparative Example 24.
  • Al-Si-Mg aluminum alloy for casting The Al-Si-Mg aluminum alloy for casting of the present invention will be described below. Unless otherwise specified, the content of each alloy element is indicated by mass%.
  • Si Si is a suitable element for an aluminum alloy for casting because it forms a eutectic with Al to improve fluidity. Since the crystallized Si itself has a high Young's modulus, the Young's modulus of the aluminum alloy casting can be increased by containing a large amount of eutectic Si in the aluminum alloy casting. Further, the density of the aluminum alloy can be lowered by increasing the Si content. That is, when the Si content is increased, the specific rigidity, which is a value obtained by dividing the Young's modulus by the density, can be increased. In order to obtain this effect greatly, the Si content is preferably 12.0% or more.
  • the specific rigidity becomes 30 GPa / (g / cm 3 ) or more by setting the Mg content described later to 1.5% or more, and the degree of freedom in designing the weight reduction of the cast member by thinning or thinning is increased. Can do.
  • Si is further contained without containing Mg, coarse primary crystal Si deteriorates crystallization ductility, but by containing 1.5% or more of Mg, crystallization of primary crystal Si can be suppressed, A decrease in ductility can be suppressed.
  • the Si content is 12.0 to 14.0%, preferably 12.0 to 13.5%, more preferably 12.1 to 13.5%, and still more preferably 12.5 to 13.5%.
  • Mg forms Mg 2 Si, which is a strong electronic compound with Si.
  • Mg is crystallized as eutectic Mg 2 Si by containing 1% or more of Mg. Since this eutectic Mg 2 Si itself has a very large Young's modulus, it contributes to the improvement of Young's modulus of aluminum alloy castings. And, as described above, together with the Si content of 12.0% or more, by containing Mg 1.5% or more, the crystallization of coarse primary Si can be suppressed, so that a reduction in ductility can be suppressed. .
  • the density of the aluminum alloy can be lowered by increasing the Mg content. That is, when the Mg content is increased, the specific rigidity can be increased. However, if the Mg content is less than 1.5%, the 0.2% proof stress is less than 100 MPa, which is not preferable because the strength required for a cast member for vehicles cannot be ensured. On the other hand, if it exceeds 4.0%, the content of eutectic Mg 2 Si becomes excessive, and the elongation at break, which is an index of ductility, decreases to less than 2.0%, which is not preferable. Therefore, the Mg content is 1.5 to 4.0%, preferably 1.5 to 2.5%, more preferably 1.6 to 2.5%, and still more preferably 1.6 to 2.4%.
  • Mn of 0.10% or less Since Mn forms an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound with Fe or Al—Mn—Si intermetallic compound and causes a reduction in ductility, it is not preferable to contain Mn in excess of 0.10%. For this reason, the Mn content is 0.10% or less.
  • Ti of 0.3% or less Ti not only refines the crystal grains to improve the strength and ductility of the aluminum alloy, but also acts to prevent casting cracks against the stress generated when the alloy melt solidifies and shrinks. Although not essential, in order to effectively exhibit these actions, it is preferable to contain 0.05% or more of Ti. Since Ti contained as an inevitable impurity in the high purity Al ingot is less than 0.05%, when using the high purity Al ingot as a raw material, it is necessary to additionally contain Ti in order to obtain the above effect. However, when Ti exceeds 0.3%, Al—Ti intermetallic compounds are crystallized, and the ductility of the aluminum alloy is lowered. Therefore, when Ti is additionally contained, the content is 0.05 to 0.3%, more preferably 0.1%. ⁇ 0.3%.
  • Ti source when using 6000 alloy of wrought material, aluminum alloy scrap material such as AC4CH alloy, low purity Al ingot, etc. as Ti source, 0.05% or more Ti is usually mixed as an inevitable impurity Therefore, it is preferable to adjust the amount of Ti to be additionally contained accordingly.
  • Sr Sr has the effect of refining eutectic Si to improve the ductility of Al-Si-Mg aluminum alloys. Although not essential, it is preferable to contain 0.015% or more of Sr in order to exert these effects effectively. Since Sr contained as an inevitable impurity in aluminum alloy scrap materials such as Al metal and AC4CH alloy is less than 0.015%, it is necessary to additionally contain Sr in order to obtain the above effect. However, the effect slows down when Sr exceeds 0.03%. The atomic weight of Sr is 87.6, which is very large compared to Al 27.0, Si 28.1, Mg 24.3, Ti 47.9, so adding more than necessary is not preferable because it increases the density of the aluminum alloy. . Accordingly, when Sr is additionally contained, the content is made 0.015 to 0.03%, preferably 0.015 to 0.02%.
  • Cu 0.10% or less, Zn of 0.10% or less, Fe of 0.17% or less, Mn of 0.10% or less, 0.05% or less of Ni, 0.05% or less of Cr, 0.05% or less of Pb, and 0.05% or less of Sn are preferable.
  • Cu reduces corrosion resistance, and Fe forms Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds together with Mn or Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds. It is not preferable to contain excess Cu and Fe.
  • the casting member of the present invention can be manufactured by a die casting method such as a gravity casting method, a low pressure casting method, a high pressure casting method, or a die casting method.
  • a die casting method such as a gravity casting method, a low pressure casting method, a high pressure casting method, or a die casting method.
  • the cast member made of the Al-Si-Mg-based aluminum alloy of the present invention has relatively high strength and ductility without being subjected to heat treatment after casting, and the specific rigidity is Al-Si for casting represented by conventional AC4CH. -About 10% or more larger than Mg based aluminum alloy. In addition, it has superior corrosion resistance compared to Al-Si-Cu-Mg aluminum alloys, so it is applicable to cast parts to which Al-Si-Cu-Mg aluminum alloys are applied, especially cases and covers that are thinner and lighter. Suitable as an alloy.
  • the gravity cast member of the Al-Si-Mg aluminum alloy of the present invention has a specific rigidity of 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more and a breaking elongation of 2.0% even in an as-cast state without heat treatment.
  • the 0.2% proof stress indicates 100 MPa or more applicable to cast parts constituting vehicles and the like.
  • the cast member of the present invention excellent in specific rigidity, strength and ductility is suitable for component cast parts of vehicles and the like that are required to be further thinned and lightened in the future, for example, road wheels, chassis members of automobiles and motorcycles, Powertrain components (space frame, steering wheel core, seat frame, suspension member, engine block, cylinder head cover, chain case, transmission case, oil pan, pulley, shift lever, instrument panel, intake surge tank, pedal Suitable for use in brackets).
  • Powertrain components space frame, steering wheel core, seat frame, suspension member, engine block, cylinder head cover, chain case, transmission case, oil pan, pulley, shift lever, instrument panel, intake surge tank, pedal Suitable for use in brackets.
  • [Casting member A] Compositions of aluminum alloys of Examples 1 to 40 and Comparative Examples 1 to 23 (substantially Al and unavoidable impurities other than the alloying elements shown in Table 1), and cast member A which is a gravity cast product made of the aluminum alloy Table 1 shows measured values of Young's modulus, density, specific rigidity (value obtained by dividing Young's modulus by density), 0.2% proof stress, and elongation at break.
  • Comparative Examples 1 to 3 are known aluminum alloys (Comparative Example 1 is JIS AC4CH, Comparative Example 2 is JIS ADC3 and Comparative Example 3 is JIS AC4B). The content of the alloy elements constituting the aluminum alloy is a percentage (%) based on mass unless otherwise specified.
  • Cast member A was produced from the aluminum alloys of the examples and comparative examples having the component compositions shown in Table 1 using a mold test piece mold (the mold shown in FIG. 2 of JIS H5202) by the following method. .
  • Al master alloy containing pure Al, pure Si, pure Mg for industrial use and a metal element to be contained as required is placed in a graphite crucible and melted at 730 to 780 ° C in the atmosphere.
  • molten metal having the component composition shown in Table 1 was obtained.
  • the molten metal thus obtained was degassed by argon gas bubbling to remove inclusions and hydrogen, and then each alloy melt was heated at a mold temperature of 90 to 110 ° C and a pouring temperature of 690 to 710 ° C.
  • Each cast member A obtained was air-cooled to room temperature, and then a test piece was collected from a predetermined portion and measured for each physical property value.
  • the tensile test was taken from the bottom side of the cast member A (position shown in FIG. 2 of JIS H5202), finished to a 14B test piece of JIS Z 2241, and used for the test.
  • the tensile test was performed at room temperature in accordance with JIS Z 2241, and the elongation at break, which is a typical index of 0.2% proof stress and ductility, which is a typical index of strength, was measured.
  • the Young's modulus is 10 mm x 80 mm x 4 mm from the bottom of the cast member A, and a resonance method using a free-resonance elastic modulus measuring device (Nippon Techno Plus Co., Ltd. JE-RT3 type). It was measured.
  • the density was measured by Archimedes method by collecting 10 mm x 80 mm x 4 mm mm test pieces from the bottom of the cast member A.
  • Examples 1 to 4 (Si content 12.0%) Cast members A of Examples 1 to 4 are made of an aluminum alloy having an Si content of 12.0% and an Mg content of 1.45%, 2.47%, 3.01%, and 4.02%, respectively. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 100 MPa or more, and the elongation at break was 2.0% or more.
  • Examples 5 to 8 (Si content 12.5%) Cast members A of Examples 5 to 8 are made of an aluminum alloy having an Si content of 12.5% and an Mg content of 1.54%, 2.05%, 2.46%, and 4.03%, respectively. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 100 MPa or more, and the elongation at break was 2.0% or more.
  • Example 31 and Examples 9 to 12 (Si content 12.9 to 13.0%) Cast member A of Example 31 is made of an aluminum alloy having a Si content of 12.9% and a Mg content of 2.71%. Cast members A of Examples 9 to 12 have a Si content of 13.0% and a Mg content of Each consists of 1.46%, 1.57%, 2.54% and 3.99% aluminum alloys. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 100 MPa or more, and the elongation at break was 2.0% or more.
  • Examples 13 to 17 (Si content 13.5%) Cast members A of Examples 13 to 17 are made of an aluminum alloy having an Si content of 13.5% and an Mg content of 1.47%, 1.60%, 2.45%, 2.97%, and 4.01%, respectively. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 100 MPa or more, and the elongation at break was 2.0% or more.
  • Examples 18 to 21 (Si content 14.0%) Cast members A of Examples 18 to 21 are made of an aluminum alloy having an Si content of 14.0% and an Mg content of 1.51%, 1.99%, 2.48%, and 4.00%, respectively. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 100 MPa or more, and the elongation at break was 2.0% or more.
  • Example 32 and Examples 22 to 25 (containing Ti)
  • the cast member A of Example 32 and Examples 22 to 25 is made of an aluminum alloy additionally containing Ti.
  • Example 32 is made of an aluminum alloy having an Si content of 12.7%, an Mg content of 2.57%, and a Ti content of 0.13%, and the cast members A of Examples 22 to 25 have an Si content of 13.0%, Mg It is made of an aluminum alloy having a content of 1.49%, 1.60%, 2.52% and 4.04%, respectively, and a Ti content of 0.34, 0.17, 0.13 and 0.05%, respectively.
  • the specific rigidity was a high value of 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more
  • the 0.2% proof stress was 100 MPa or more
  • the elongation at break was 2.0% or more.
  • Example 33 and Examples 26-29 (containing Sr)
  • the cast member A of Example 33 and Examples 26 to 29 is made of an aluminum alloy additionally containing Sr.
  • Cast member A of Example 33 is made of an aluminum alloy having an Si content of 12.9%, an Mg content of 2.69%, and an Sr content of 0.0290%, and the cast members A of Examples 26 to 29 have an Si content of It is made of an aluminum alloy having 13.0%, Mg content of 1.46%, 1.61%, 2.53% and 4.03%, and Sr content of 0.0242%, 0.0186%, 0.0296% and 0.0154%, respectively.
  • the specific rigidity was a high value of 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more
  • the 0.2% proof stress was 100 MPa or more
  • the elongation at break was 2.0% or more.
  • Example 30 and Examples 34 to 40 (containing Ti and Sr)
  • the cast member A of Example 30 and Examples 34 to 40 is made of an aluminum alloy additionally containing Ti and Sr.
  • the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more
  • the 0.2% proof stress was 100 MPa or more
  • the elongation at break was 2.0% or more.
  • Comparative Examples 1 to 3 The cast member A of Comparative Examples 1 to 3 is made of a JIS alloy widely used for casting (Comparative Example 1 corresponds to AC4CH, Comparative Example 2 corresponds to ADC3, and Comparative Example 3 corresponds to AC4B).
  • the cast members A of Comparative Examples 1 to 3 each had a specific rigidity of about 27 GPa / (g / cm 3 ), which was 10% or more lower than the examples shown in Table 1.
  • Comparative Examples 4-7 Cast member A of Comparative Examples 4 to 7 is made of an aluminum alloy having an Si content of 11.0% and an Mg content of 0.35%, 2.03%, 4.03%, and 4.96%, respectively.
  • the specific rigidity of Comparative Examples 4 to 6 was 29.0, 29.4, and 29.9 GPa / (g / cm 3 ), respectively, which was larger than the specific rigidity of Comparative Examples 1 to 3, which is a known aluminum alloy, but 30.0 GPa / It was less than (g / cm 3 ).
  • the specific rigidity of Comparative Example 7 having an Mg content of 4.96% was 30.7 GPa / (g / cm 3 ), but the elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Examples 8 and 9 Cast member A of Comparative Examples 8 and 9 had an Si content of 12.0%, which was the same as in Examples 1 to 4, but was made of an aluminum alloy having an Mg content of 0.25% and 4.98%, respectively.
  • the specific rigidity was less than 30.0 GPa / (g / cm 3 ), and the 0.2% proof stress was less than 100 MPa.
  • the elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Examples 10 and 11 The cast member A of Comparative Examples 10 and 11 had an Si content of 12.5%, which was the same as in Examples 5 to 8, but was made of an aluminum alloy having an Mg content of 0.80% and 4.99%, respectively.
  • the specific rigidity was less than 30.0 GPa / (g / cm 3 ), and the 0.2% proof stress was less than 100 MPa.
  • the elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Examples 12-14 The cast member A of Comparative Examples 12 to 14 had an Si content of 13.0% as in Examples 9 to 12, but was made of an aluminum alloy having Mg contents of 0.51%, 0.69%, and 4.96%, respectively. In Comparative Examples 12 and 13, the 0.2% proof stress was less than 100 MPa. On the other hand, in Comparative Example 14, the elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Examples 15-17 Cast member A of Comparative Examples 15 to 17 had an Si content of 13.5%, which was the same as that of Examples 13 to 17, but was made of an aluminum alloy having Mg contents of 0.05%, 0.71%, and 4.98%, respectively.
  • the 0.2% yield strength was less than 100 MPa.
  • the elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Examples 18 and 19 Cast member A of Comparative Examples 18 and 19 had an Si content of 14.0%, which was the same as in Examples 18 to 21, but was made of an aluminum alloy having Mg contents of 0.20% and 4.95%, respectively. In Comparative Example 18, the 0.2% proof stress was less than 100 MPa. On the other hand, Comparative Example 19 had a breaking elongation of less than 2.0%.
  • Comparative Examples 20-22 Cast members A of Comparative Examples 20 to 22 are made of an aluminum alloy having an Si content of 15.0% and an Mg content of 1.05%, 2.51%, and 4.02%, respectively. The elongation at break was less than 2.0%.
  • Comparative Example 23 Cast member A of Comparative Example 23 is made of an aluminum alloy having a Si content of 12.2%, a Mg content of 1.44%, and additionally containing 0.16% Ti and 0.0241% Sr.
  • the specific rigidity was less than 30.0 GPa / (g / cm 3 ) and the 0.2% proof stress was less than 100 MPa.
  • the cast member B is an example in which the strength (0.2% proof stress) is particularly increased by performing the T6 heat treatment.
  • Each of the cast members cast from the aluminum alloys having the component compositions of Examples 41 to 43 shown in Table 2 in the same manner as the cast member A and air-cooled to room temperature was subjected to T6 heat treatment (solution treatment at 540 ° C. for 4 hours and This was followed by aging treatment at 150 ° C for 0.5 hour.
  • the measurement of each physical property value was performed using the same tensile test method, Young's modulus measurement method, and density measurement method as those for the cast member A by collecting test pieces from the same test piece collection site as for the cast member A.
  • Examples 41 to 43 Cast members B of Examples 41 to 43 shown in Table 2 are obtained by performing T6 heat treatment on an aluminum alloy additionally containing Ti and Sr. In all cases, the specific rigidity was 30.0 GPa / (g / cm 3 ) or more, the 0.2% proof stress was 180 MPa or more, and the elongation at break was 3% or more. By performing the T6 heat treatment, it was possible to obtain a cast member having 0.2% proof stress, which is a significantly higher value than the cast member A of Examples 34 to 40, which is a non-heat treated material.
  • Comparative Example 24 As shown in Table 2, the cast member B of Comparative Example 24 was subjected to T6 heat treatment on an aluminum alloy containing 12.9% Si, 4.50% Mg, and additionally containing Ti and Sr. Is. The elongation at break was only 0.9%, and the ductility was greatly inferior to Examples 41 to 43.
  • FIG. 1 (a) is an optical micrograph observing the microstructure of the cut surface of the cast member B of Example 41, and FIG. ) Is an optical micrograph observed at a higher magnification than that of FIG.
  • FIGS. 2 (a) and 2 (b) are for Example 42
  • FIGS. 3 (a) and 3 (b) are for Example 43
  • FIGS. 4 (a) and 4 (b) are for comparison.
  • 14 is an optical micrograph of the microstructure of cast member B of Example 24 observed. In each case, ⁇ -phase (1), eutectic Si (2) that is particulate and light gray, and Mg 2 Si (3) that is particulate or linear and dark gray were observed.
  • the Chinese script-like Mg 2 Si produced during casting had a relatively small size, and the long Mg 2 Si that hinders ductility was finely divided in the solution heat treatment stage, thereby inhibiting ductility. It is thought that it has stopped.
  • linear refers to a linear shape or a refracted or bent string shape that is continuously connected without interruption.
  • Table 3 shows an example in which the cast member C is applied to an automobile road wheel.
  • a road wheel was cast by an aluminum alloy having a composition shown in Table 3 by a low pressure casting method, and subjected to T6 heat treatment (solution treatment at 540 ° C. for 4 hours and subsequent aging treatment at 150 ° C. for 0.5 hour).
  • T6 heat treatment solution treatment at 540 ° C. for 4 hours and subsequent aging treatment at 150 ° C. for 0.5 hour.
  • Each physical property value was measured by taking a test piece from the spoke portion, and each physical property value was measured by the same tensile test method, Young's modulus measurement method, and density measurement method as those for the cast member A.
  • Example 44 Cast member C of Example 44, as shown in Table 3, low-pressure casting Al-Si-Mg alloy for casting containing 13.0% Si, 1.91% Mg, 0.10% Ti and 0.0191% Sr T6 heat treatment is applied to automobile road wheels cast by the method.
  • the specific rigidity was 30.2 GPa / (g / cm 3 )
  • the 0.2% proof stress was 183 MPa
  • the elongation at break was 9.7%.
  • the 0.2% proof stress and elongation at break were necessary and sufficient values for an automobile road wheel
  • the specific rigidity was about 10% higher than that of the conventional JIS AC4CH-T6 material.

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Abstract

　質量基準で、12.0～14.0%のSi、1.5～4.0%のMg、0.10%以下のMn、残部がAl及び不可避的不純物からなる、比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金、並びにそれからなる鋳造部材。

Description

比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系アルミニウム合金、並びにそれからなる鋳造部材
　本発明は、比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金、並びにそれからなる鋳造部材に関する。
　軽量化、複雑形状の加工容易性、製造コスト低減等の点で有利なアルミニウム合金の鋳造部材は各種の部品に広く使用されている。特に自動車等では、ケースやカバー類の材料としてAl-Si-Cu-Mg系のJIS AC4B、ADC12等が、また足回り部品やロードホイールの材料としてAl-Si-Mg系のJIS AC4CH、ADC3等が使用されているが、省エネルギー及び燃費改善が要求されており、それらを構成するアルミニウム合金鋳造部材にも一層の軽量化及び高品質化が望まれている。
　近年は、熱処理の適正化やCAEを活用した構造解析により、必要な強度を確保しつつ減肉や薄肉化することによって上記軽量化の要求に応じてきたが、以下に述べるように材料がもつ特性が原因で、さらなる軽量化要求に対応できる余地が少なくなってきている。
　ケース、カバー類に多用されている上記Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金は、強度は十分あるものの、原子量が大きく耐食性を阻害する元素でもあるCuを含むため、過度に薄肉化すると腐食により気密性が損なわれやすくなるおそれがある。また、上記Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金は破断伸びが2.0%以下と延性が大きくないので、変形能を要求される部材には適用し難く、適用範囲が限られている。
　足回り部品やロードホイール等に適用されている上記Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金よりも延性が大きいため、変形能も大きい。そしてCuを実質的に含まないため耐食性が良好である。強度の指標である0.2%耐力も車両等に適用できる100 MPa以上あり、さらに熱処理によってさらに大きくすることが可能であるので、鋳物部材の軽量化のための薄肉設計が可能である。ところが、ヤング率が76 GPa程度であるため、強度及び延性を確保できても、薄肉にすると鋳物部材として必要な剛性を確保することができなくなってしまう。従って、さらなる薄肉設計での軽量化は困難になりつつある。
　従来の鋳造用Al-Si-Mg系合金の密度は約2.7 g/cm3であることから、ヤング率を密度で除した比剛性は28 GPa/(g/cm3)程度であるが、ケース、カバー類のさらなる薄肉化、及び足回り部品やロードホイールのさらなる減肉化を図るためには、比剛性が大きく、強度と延性に優れる鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金への要求が高まりつつある。
　Al-Si-Mg系合金として、特開2008-291364号は、11.0～12.0重量%のシリコン、0.7～2.0重量%のマグネシウム、0.1～1重量%のマンガン、最大1重量%の鉄、最大2重量%の銅、最大2重量%のニッケル、最大1重量%のクロム、最大1重量%のコバルト、最大2重量%の亜鉛、最大0.25重量%のチタン、40 ppmのホウ素、必要に応じて80～300 ppmのストロンチウム、及び残部アルミニウム（さらなる元素及び製造に伴う不純物をそれぞれが最大0.05重量%で、かつ総量が最大0.2重量%で含む。）からなるアルミニウム合金を開示している。
　しかしながら、ヤング率を高めて密度を小さくするSiが11.0～12.0質量%と低い値であるため、比剛性が小さいという問題がある。また、Mn、Fe、Cu、Ni、Cr、Co、Znなどの、Alよりも原子番号が大きい合金元素の含有量が多くなるほど、密度が増大することにより比剛性がより低下するだけでなく、十分な延性や耐食性が得られないという問題がある。
　特表2010-531388号は、Mg及び高Siを含むAl合金の構造材料であり、前記Al合金は、半連続鋳造法により得られたインゴットを前熱処理することにより、共晶Si相の粒子の拡散化を行い、次に加熱塑性加工及び熱処理を通じ、最終形状及びミクロ組織を形成してなり、強化メカニズムは、Alマトリクスの微細粒強化、Si粒子の粒子強化及び第2相粒子の沈殿強化であり、0.2～2.0重量%のMg及び8～18重量%のSiを含有し、均一に細分化されたミクロ組織構造を有し、前記Alマトリクス組織は、等軸晶であり、平均粒径は6μm未満であり、Si粒子及び他の第2相粒子は、拡散分布し、平均粒径は5μm未満であるMg及び高Siを含むAl合金の構造材料を開示している。
　しかしながら、この構造材料は、半連続鋳造法によってインゴットを鋳造し、その後加熱塑性加工を施して得られる材料であって、製造工程が複雑であるため、金属溶湯から直接的に所望の形状を得る鋳造物品には適さない。
　特開2013-159834号は、ダイカスト鋳込みにより0.9～18質量% のSi及び1.0～10.0質量%のMgを含有するアルミニウム鋳造合金からなるアルミニウム鋳造合金基材を調製し、次いで硫酸及び/又は硝酸の水溶液からなる酸性エッチング液を用い、上記アルミニウム鋳造合金基材を処理温度30～80℃及び処理時間5～15分の条件でエッチング処理してこのアルミニウム鋳造合金基材表面のMg2Si晶出物を溶解し、前記アルミニウム鋳造合金基材の表面に樹脂接合性に優れた微細な凹凸形状を付与する樹脂接合用アルミニウム鋳造合金部材の製造方法を開示している。
　従って、本発明の目的は、比剛性（ヤング率を密度で除した値）が大きく、強度及び延性に優れ、また鋳造にあたっては複雑な工程を必要としない鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材を提供することにある。
　上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者は、鋳物用Al-Si-Mg系アルミニウム合金について、密度を下げてヤング率を向上させる効果をもつ合金元素であるSi及びMgの含有量が、強度の指標である0.2%耐力と延性の指標である破断伸びとに及ぼす影響を調べ、高い強度及び延性を確保できる組成範囲を見出し、本発明に想到した。
　すなわち、比剛性、強度及び延性に優れた本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、質量基準で、12.0～14.0%のSi、1.5～4.0%のMg、0.10%以下のMn、残部がAl及び不可避的不純物からなる。
　本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、さらに質量基準で0.05～0.3%のTiを含有するのが好ましい。
　本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、さらに質量基準で0.015～0.03%のSrを含有するのが好ましい。
　本発明の鋳造部材は前記Al-Si-Mg系アルミニウム合金からなる。
　本発明の鋳造部材は、T6熱処理を施されたものが好ましい。
　本発明の鋳造部材は、ヤング率を密度で除した比剛性が30 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力が180 MPa以上、破断伸びが3%以上であるのが好ましい。
　本発明の鋳造部材は、その切断面を光学顕微鏡で観察したときに、長さが100μmを超える線状のMg2Siが観察されないのが好ましい。
　本発明の自動車用ロードホイールは、前記鋳造部材からなる。
　本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、特別な工程を要しない通常の鋳造法が適用可能であり、鋳造コストの増大を抑制できるとともに、Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金に比べて耐食性に優れる。本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金は、比剛性、強度及び延性に優れているため、それからなる鋳造部材は、減肉化、薄肉化した形状においても剛性と強靭性を兼ね備えることができ、特に自動車用鋳造部材において一層の軽量化を図ることができる。
実施例41のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 実施例41のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す拡大した光学顕微鏡写真である。 実施例42のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 実施例42のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す拡大した光学顕微鏡写真である。 実施例43のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 実施例43のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す拡大した光学顕微鏡写真である。 比較例24のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。 比較例24のAl-Si-Mg系アルミニウム合金鋳造部材のミクロ組織を示す拡大した光学顕微鏡写真である。
[1]鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金
　本発明の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金を以下に説明する。各合金元素の含有量は特に断りのない限り質量%で示す。
(1)12.0～14.0%のSi
　SiはAlと共晶をなして流動性を高めるので鋳造用アルミニウム合金に好適な元素である。晶出Si自体が高いヤング率をもつため、アルミニウム合金鋳物に多量に共晶Siを含有させることによって、アルミニウム合金鋳物のヤング率を高めることができる。また、Si含有量を高めることによってアルミニウム合金の密度を下げることができる。つまり、Siの含有量を大きくすると、ヤング率を密度で除した値である比剛性の増加を図ることができる。この効果を大きく得るためにはSi含有量が12.0%以上であるのが好ましい。これに併せて、後述するMg含有量を1.5%以上とすることによって比剛性が30 GPa/(g/cm3)以上となり、減肉又は薄肉による鋳造部材の軽量化設計の自由度を高めることができる。なお、Mgを含有させないでSiをさらに含有させると、粗大な初晶Siが晶出し延性を損ねるが、1.5%以上のMgを含有させることにより初晶Siの晶出を抑制することができ、延性の低下を抑えることができる。しかし、14.0%を超えたSiを含有させると、初晶Siの晶出が顕著になって延性が著しく低下し、2.0%以上の破断伸びを確保できなくなる。以上のことから、Si含有量は12.0～14.0%であり、好ましくは12.0～13.5%であり、より好ましくは12.1～13.5%、さらにより好ましくは12.5～13.5%である。
(2)1.5～4.0%のMg
　Al-Si-Mg系アルミニウム合金において、MgはSiと強固な電子化合物であるMg2Siを形成する。特にSiが10%を超えるAl-Si-Mg系アルミニウム合金においては、Mgを1%以上含有させることにより共晶Mg2Siとして晶出するようになる。この共晶Mg2Si自体も非常に大きなヤング率をもつため、アルミニウム合金鋳物のヤング率向上に寄与する。そして、前述のように、12.0%以上のSi含有量と併せて、Mgを1.5%以上含有させることによって、粗大な初晶Siの晶出が抑制されるために延性の低下を抑えることができる。また、MgはAlよりも原子量が小さいことから、Mg含有量を高めることによってアルミニウム合金の密度を下げることができる。つまり、Mg含有量を大きくすると、比剛性の増加を図ることができる。しかし、Mg含有量が1.5%未満では0.2%耐力が100 MPaに満たず、特に車両用の鋳造部材として要求される強度を確保できないため好ましくない。また、4.0%を超えると共晶Mg2Siの含有量が過剰となって、延性の指標である破断伸びが2.0%未満と低下するので好ましくない。このためMg含有量は1.5～4.0%であり、好ましくは1.5～2.5%であり、より好ましくは1.6～2.5%であり、さらにより好ましくは1.6～2.4%である。
(3)0.10%以下のMn
　MnはAl-Mn-Si系の金属間化合物又はFeと共にAl-Fe-Mn-Si系の金属間化合物を形成して延性の低下をきたすので0.10%を超えて含有するのは好ましくない。このためMn含有量は0.10%以下である。
(4)0.3%以下のTi
　Tiは結晶粒を微細化させてアルミニウム合金の強度及び延性を向上させるのみならず、合金溶湯が凝固収縮する際に発生する応力に抗して鋳造割れを防止する作用を有する。必須ではないが、これらの作用を効果的に発揮させるためには、Tiを0.05%以上含有させるのが好ましい。高純度Al地金に不可避的不純物として含まれるTiは0.05%未満であるので、高純度Al地金を原料に用いる場合、上記効果を得るためにはTiを付加的に含有させる必要がある。ただし、Tiが0.3%を超えるとAl-Ti系の金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金の延性はかえって低下するので、Tiを付加的に含有させる場合は0.05～0.3%とし、より好ましくは0.1～0.3%とする。また例えば、Ti源として、展伸材の6000系合金、AC4CH合金等のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Al地金等を使用とした場合、通常不可避的不純物として0.05%以上のTiが混入してくるので、それに応じて付加的に含有させるTi量を調節するのが好ましい。
(5)0.03%以下のSr
　Srは共晶Siを微細化させてAl-Si-Mg系アルミニウム合金の延性を向上させる作用を有する。必須ではないが、これらの作用を効果的に発揮させるためには、Srを0.015%以上含有させるのが好ましい。Al地金やAC4CH合金等のアルミニウム合金スクラップ材に不可避的不純物として含まれるSrは0.015%未満であるので、上記効果を得るためにはSrを付加的に含有させる必要がある。ただし、Srが0.03%を超えるとその効果は鈍化する。Srの原子量は87.6であり、Alの27.0、Siの28.1、Mgの24.3、Tiの47.9に対して非常に大きいので、必要以上に多量に含ませることはアルミニウム合金の密度を増大させるので好ましくない。従って、Srを付加的に含有させる場合は0.015～0.03%とし、好ましくは0.015～0.02%とする。
(6)不可避的不純物
　リサイクルの観点から、6000系合金やその他のアルミニウム合金のスクラップ材、低純度Al地金等を溶解原料として多量に使用する場合があり、Si及びMg以外の元素が不可避的不純物として混入する可能性がある。これらの不純物元素については、例えば検出限界以下に低減することは多大なコストアップの要因となるので、本発明の目的を阻害しない含有範囲であれば許容されるものとする。基本的にはJIS規格等に沿った各不純物の許容含有量とすればよく、本発明においては、0.10%以下のCu、0.10%以下のZn、0.17%以下のFe、0.10%以下のMn、0.05%以下のNi、0.05%以下のCr、0.05%以下のPb及び0.05%以下のSnとするのが好ましい。特にCuは耐食性を低下させ、FeはAl-Fe-Si系の金属間化合物又はMnと共にAl-Fe-Mn-Si系の金属間化合物を形成して延性の低下をきたすので、上記の値を超えたCu及びFeを含有させるのは好ましくない。
[2]鋳造部材
　本発明の鋳造部材は、重力鋳造法、低圧鋳造法、高圧鋳造法、ダイカスト鋳造法等の金型鋳造法により製造することができる。なお、鋳造組織が緻密であるほど、強度及び延性がより高まるので、鋳造にあたっては、凝固を速くすることが好ましい。例えば、鋳物の形状を薄肉にする、金型を冷却する、金型と溶湯との密着性を高めて金型への抜熱を促進する等の方法を適用することができる。
　本発明のAl-Si-Mg系アルミニウム合金からなる鋳造部材は、鋳造後に熱処理を施さなくても比較的高い強度と延性を有し、比剛性は従来のAC4CHに代表される鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金よりも約10%又はそれ以上に大きい。また、Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金に比べて耐食性に優れるので、Al-Si-Cu-Mg系アルミニウム合金が適用されている鋳造部材、特にケースやカバー類の薄肉軽量化に適用する合金として好適である。例えば本発明のAl-Si-Mg系アルミニウム合金の重力鋳造部材は、熱処理を施さない鋳放しの状態であっても、比剛性が30.0 GPa/(g/cm3)以上、破断伸びが2.0%以上、0.2%耐力は車両等を構成する鋳造部品に適用可能な100 MPa以上を示す。さらに高い強度及び延性が要求される場合には、鋳造後に溶体化処理、時効処理等の熱処理を施すこともできる。
　このように比剛性、強度及び延性に優れる本発明の鋳造部材は、今後さらなる薄肉軽量化が要求される車両等の構成鋳造部品に好適であり、例えば自動車や自動二輪車のロードホイール、シャシ部材、パワートレイン部材(スペースフレーム、ステアリングホイールの芯金、シートフレーム、サスペンションメンバー、エンジンブロック、シリンダヘッドカバー、チェーンケース、ミッションケース、オイルパン、プーリ、シフトレバー、インスツルメントパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット等)等に使用するのに適している。
　本発明を以下の実施例により、表を参照しつつさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
[鋳造部材A]
　実施例1～40及び比較例1～23のアルミニウム合金の組成(表1に示す合金元素以外は、実質的にAl及び不可避的不純物)、並びにそのアルミニウム合金からなる重力鋳造品である鋳造部材Aのヤング率、密度、比剛性（ヤング率を密度で除した値）、0.2%耐力及び破断伸びの測定値を表1に示す。比較例1～3は公知のアルミニウム合金(比較例1はJIS AC4CH、比較例2はJIS ADC3及び比較例3はJIS AC4B)である。なおアルミニウム合金を構成する合金元素の含有量は、特に断りのない限り質量基準での割合(%)である。
　鋳造部材Aは、表1に示す成分組成を有する各実施例及び各比較例のアルミニウム合金から、金型試験片鋳型(JIS H5202の図2に示される鋳型)を用いて以下の方法により製造した。
　まず各合金用の原料として工業用の純Al、純Si、純Mg及び必要に応じて含有させる金属元素を含むAl母合金を黒鉛製るつぼに装入し、大気中で730～780℃で溶解して、表1に示す成分組成の溶湯を得た。次いで、得られた溶湯に対してアルゴンガスバブリングによる脱ガス処理を行って介在物及び水素を除去した後、90～110℃の金型温度及び690～710℃の注湯温度で、各合金溶湯を重力鋳造した。得られた各鋳造部材Aを室温まで空冷後、所定の部分から試験片を採取して各物性値の測定を行った。
　引張試験は、鋳造部材Aの底部側(JIS H5202の図2中に示す位置)から採取し、JIS Z 2241の14B号試験片に仕上げて試験に供した。引張試験はJIS Z 2241に従って常温で行い、強度の代表的な指標である0.2%耐力及び延性の代表的な指標である破断伸びを測定した。
　ヤング率は、鋳造部材Aの底部より10 mm×80 mm×4 mmの試験片を採取し、自由共振式弾性率測定装置(日本テクノプラス(株)　JE-RT3型)を用いて共振法で測定した。
　密度は、鋳造部材Aの底部より10 mm×80 mm×4 mmの試験片を採取し、アルキメデス法により測定した。
[鋳造部材Aの評価]
　以下、表1を参照しつつ、Si含有量のレベルごとに、Mg含有量に対する各種測定値の評価結果を述べる。
(1)実施例1～4(Si含有量12.0%)
　実施例1～4の鋳造部材Aは、Si含有量が12.0%、Mg含有量がそれぞれ1.45%、2.47%、3.01%及び4.02%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(2)実施例5～8(Si含有量12.5%)
　実施例5～8の鋳造部材Aは、Si含有量が12.5%、Mg含有量がそれぞれ1.54%、2.05%、2.46%及び4.03%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(3)実施例31及び実施例9～12(Si含有量12.9～13.0%)
　実施例31の鋳造部材Aは、Si含有量が12.9%及びMg含有量が2.71%のアルミニウム合金からなり、実施例9～12の鋳造部材Aは、Si含有量が13.0%、Mg含有量がそれぞれ1.46%、1.57%、2.54%及び3.99%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(4)実施例13～17(Si含有量13.5%)
　実施例13～17の鋳造部材Aは、Si含有量が13.5%、Mg含有量がそれぞれ1.47%、1.60%、2.45%、2.97%及び4.01%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(5)実施例18～21(Si含有量14.0%)
　実施例18～21の鋳造部材Aは、Si含有量が14.0%、Mg含有量がそれぞれ1.51%、1.99%、2.48%及び4.00%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(6)実施例32及び実施例22～25(Ti含有)
　実施例32及び実施例22～25の鋳造部材Aは、Tiを付加的に含有させたアルミニウム合金からなる。実施例32は、Si含有量が12.7%、Mg含有量が2.57%及びTi含有量が0.13%のアルミニウム合金からなり、実施例22～25の鋳造部材Aは、Si含有量が13.0%、Mg含有量がそれぞれ1.49%、1.60%、2.52%及び4.04%、Ti含有量がそれぞれ0.34、0.17、0.13及び0.05%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上の高い値であった。
(7)実施例33及び実施例26～29(Sr含有)
　実施例33及び実施例26～29の鋳造部材Aは、Srを付加的に含有させたアルミニウム合金からなる。実施例33の鋳造部材Aは、Si含有量が12.9%、Mg含有量が2.69%及びSr含有量が0.0290%のアルミニウム合金からなり、実施例26～29の鋳造部材Aは、Si含有量が13.0%、Mg含有量がそれぞれ1.46%、1.61%、2.53%及び4.03%、Sr含有量がそれぞれ0.0242%、0.0186%、0.0296%及び0.0154%のアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上の高い値であった。
(8)実施例30及び実施例34～40(Ti及びSr含有)
　実施例30及び実施例34～40の鋳造部材Aは、Ti及びSrを付加的に含有させたアルミニウム合金からなる。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は100 MPa以上及び破断伸びは2.0%以上であった。
(9)比較例1～3
　比較例1～3の鋳造部材Aは、従来から広く鋳造用に用いられているJIS合金（比較例1はAC4CH、比較例2はADC3及び比較例3はAC4Bに相当）からなる。比較例1～3の鋳造部材Aは、いずれも比剛性が27 GPa/(g/cm3)程度であり、表1に示した実施例に対して10%又はそれ以上低い値であった。
(10)比較例4～7
　比較例4～7の鋳造部材Aは、Si含有量が11.0%、Mg含有量がそれぞれ0.35%、2.03%、4.03%及び4.96%のアルミニウム合金からなる。比較例4～6の比剛性は、それぞれ29.0、29.4及び29.9 GPa/(g/cm3)であり、公知のアルミニウム合金である比較例1～3の比剛性よりも大きかったが、30.0 GPa/(g/cm3)には満たなかった。Mg含有量が4.96%の比較例7の比剛性は30.7 GPa/(g/cm3)であったが、破断伸びが2.0%に満たなかった。
(11)比較例8及び9
　比較例8及び9の鋳造部材Aは、Si含有量が実施例1～4と同じ12.0%であったが、Mg含有量がそれぞれ0.25%及び4.98%のアルミニウム合金からなる。比較例8は比剛性が30.0 GPa/(g/cm3)に満たず、また0.2%耐力も100 MPaに満たなかった。一方、比較例9は破断伸びが2.0%に満たなかった。
(12)比較例10及び11
　比較例10及び11の鋳造部材Aは、Si含有量が実施例5～8と同じ12.5%であったが、Mg含有量がそれぞれ0.80%及び4.99%のアルミニウム合金からなる。比較例10は比剛性が30.0 GPa/(g/cm3)に満たず、また0.2%耐力も100 MPaに満たなかった。一方、比較例11は破断伸びが2.0%に満たなかった。
(13)比較例12～14
　比較例12～14の鋳造部材Aは、Si含有量が実施例9～12と同じ13.0%であったが、Mg含有量がそれぞれ0.51%、0.69%、4.96%のアルミニウム合金からなる。比較例12及び比較例13は、0.2%耐力が100 MPaに満たなかった。一方、比較例14は破断伸びが2.0%に満たなかった。
(14)比較例15～17
　比較例15～17の鋳造部材Aは、Si含有量が実施例13～17と同じ13.5%であったが、Mg含有量がそれぞれ0.05%、0.71%及び4.98%のアルミニウム合金からなる。比較例15及び比較例16は0.2%耐力が100 MPaに満たなかった。一方、比較例17は破断伸びが2.0%に満たなかった。
(15)比較例18及び19
　比較例18及び19の鋳造部材Aは、Si含有量が実施例18～21と同じ14.0%であったが、Mg含有量がそれぞれ0.20%及び4.95%のアルミニウム合金からなる。比較例18は0.2%耐力が100 MPaに満たなかった。一方、比較例19は破断伸びが2.0%に満たなかった。
(16)比較例20～22
　比較例20～22の鋳造部材Aは、Si含有量が15.0%、Mg含有量はそれぞれ1.05%、2.51%及び4.02%のアルミニウム合金からなる。破断伸びはいずれも2.0%に満たなかった。
(17)比較例23
　比較例23の鋳造部材Aは、Si含有量が12.2%、Mg含有量が1.44%、さらに付加的にTiを0.16%及びSrを0.0241%含有させたアルミニウム合金からなる。比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)に満たず、0.2%耐力も100 MPaに満たなかった。
[鋳造部材B](T6熱処理材)
　鋳造部材Bは、T6熱処理を施すことによって特に強度(0.2%耐力)を高めた例である。表2に示す実施例41～43の成分組成のアルミニウム合金から、鋳造部材Aと同様の方法で鋳造し、室温まで空冷した各鋳造部材に、T6熱処理（540℃で4時間の溶体化処理及びそれに続く150℃で0.5時間の時効処理）を施したものである。各物性値の測定は、鋳造部材Aと同様の試験片採取部位から試験片を採取し、鋳造部材Aと同様の引張試験方法、ヤング率測定方法及び密度測定方法で行った。
(18)実施例41～43
　表2に示す実施例41～43の鋳造部材Bは、付加的にTi及びSrを含有させてなるアルミニウム合金にT6熱処理を施したものである。いずれも、比剛性は30.0 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力は180 MPa以上及び破断伸びは3%以上であった。T6熱処理を施したことにより、非熱処理材である実施例34～40の鋳造部材Aに比べて著しく高い値の0.2%耐力を有する鋳造部材を得ることができた。
(19)比較例24
　比較例24の鋳造部材Bは、表2に示すように、Si含有量が12.9%、Mg含有量が4.50%、さらに付加的にTi及びSrを含有させてなるアルミニウム合金にT6熱処理を施したものである。破断伸びは0.9%しか得られず、実施例41～43に比べて延性が大きく劣っていた。
(20)線状のMg2Siの長さ
　図1(a)は実施例41の鋳造部材Bの切断面のミクロ組織を観察した光学顕微鏡写真であり、図1(b)は図1(a)よりもさらに高い倍率で観察した光学顕微鏡写真である。同様に、図2(a)及び図2(b)は実施例42の、図3(a)及び図3(b)は実施例43の、図4(a)及び図4(b)は比較例24の鋳造部材Bのミクロ組織を観察した光学顕微鏡写真である。いずれもα相(1)と、粒子状で薄灰色を呈する共晶Si(2)と、粒子状又は線状で濃灰色を呈するMg2Si(3)とが観察された。
　特に、破断伸びが0.9%であった比較例24（図4(a)及び図4(b)を参照）の鋳造部材Bでは、Mg2Si(3)が樹枝状に凝集し、いわゆるチャイニーズスクリプト状に晶出しており、T6熱処理後であるにもかかわらず長さが100μmを超える線状のMg2Siが多く観察された。比較例24は、鋳造時に生じたチャイニーズスクリプト状のMg2Siが粗大であったため、溶体化処理後でも100μmを超える長さの線状のMg2Siが残留し、それが延性を阻害したものと考えられる。これに対して、破断伸びが3%以上であった実施例41～43の鋳造部材Bでは、長さが100μmを超える線状のMg2Siは観察されなかった。実施例41～43は、鋳造時に生じたチャイニーズスクリプト状のMg2Siが比較的小さいサイズであり、延性を阻害する長尺のMg2Siが溶体化熱処理段階で細かく分断されたために延性を阻害しなくなったものと考えられる。なお、ここでいう線状とは、途切れることなく連続的に繋がる、直線状又は屈折若しくは屈曲するひも状の形態をいう。
[鋳造部材C](自動車用ロードホイール)
　鋳造部材Cとして自動車用ロードホイールに適用した例を表3に示す。表3に示す成分組成のアルミニウム合金により低圧鋳造法でロードホイールを鋳造し、T6熱処理（540℃で4時間の溶体化処理及びそれに続く150℃で0.5時間の時効処理）を施した。各物性値の測定はスポーク部より試験片を採取し、各物性値の測定は、鋳造部材Aと同様の引張試験方法、ヤング率測定方法及び密度測定方法で行った。
(21)実施例44
　実施例44の鋳造部材Cは、表3に示すように、13.0%のSi、1.91%のMg、0.10%のTi及び0.0191%のSrを含有する鋳造用Al-Si-Mg系合金を低圧鋳造法で鋳造した自動車用ロードホイールにT6熱処理を施したものである。比剛性は30.2 GPa/(g/cm3)、0.2%耐力は183 MPa及び破断伸びは9.7%であった。0.2%耐力及び破断伸びは自動車用ロードホイールとして必要十分な値であり、比剛性は従来材であるJIS AC4CH-T6材よりも約10%高い値であった。これにより、前記従来材からなる自動車用ロードホイールに対し、同等の剛性、強度及び延性を確保しつつ、質量で約3%の軽量化を図ることができた。
表１
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
注：(1)残部はAl及び不可避的不純物である。
　　(2)Cuの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のCuを含む。
　　(3)Feの欄における「-」は不可避的不純物として0.17質量%以下のFeを含む。
　　(4)Mnの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のMnを含む。
　　(5)Tiの欄における「-」は不可避的不純物として0.05質量%未満のTiを含む。
　　(6)Srの欄における「-」は不可避的不純物として0.015質量%未満のSrを含む。
表１（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
注：(1)残部はAl及び不可避的不純物である。
　　(2)Cuの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のCuを含む。
　　(3)Feの欄における「-」は不可避的不純物として0.17質量%以下のFeを含む。
　　(4)Mnの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のMnを含む。
　　(5)Tiの欄における「-」は不可避的不純物として0.05質量%未満のTiを含む。
　　(6)Srの欄における「-」は不可避的不純物として0.015質量%未満のSrを含む。
表１（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
注：(1)残部はAl及び不可避的不純物である。
　　(2)Cuの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のCuを含む。
　　(3)Feの欄における「-」は不可避的不純物として0.17質量%以下のFeを含む。
　　(4)Mnの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のMnを含む。
　　(5)Tiの欄における「-」は不可避的不純物として0.05質量%未満のTiを含む。
　　(6)Srの欄における「-」は不可避的不純物として0.015質量%未満のSrを含む。
表１（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
表１（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
表１（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
表２
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000007
注：(1)残部はAl及び不可避的不純物である。
　　(2)Cuの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のCuを含む。
　　(3)Feの欄における「-」は不可避的不純物として0.17質量%以下のFeを含む。
　　(4)Mnの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のMnを含む。
表２（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000008
表３
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000009
注：(1)残部はAl及び不可避的不純物である。
　　(2)Cuの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のCuを含む。
　　(3)Feの欄における「-」は不可避的不純物として0.17質量%以下のFeを含む。
　　(4)Mnの欄における「-」は不可避的不純物として0.10質量%以下のMnを含む。
表３（続き）
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000010

Claims (8)

  1. 　質量基準で、12.0～14.0%のSi、1.5～4.0%のMg、0.10%以下のMn、残部がAl及び不可避的不純物からなることを特徴とする、比剛性、強度及び延性に優れた鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金。
  2. 　請求項1に記載の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金において、さらに質量基準で0.05～0.3%のTiを含有することを特徴とする鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金。
  3. 　請求項1又は請求項2に記載の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金において、さらに質量基準で0.015～0.03%のSrを含有することを特徴とする鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金。
  4. 　請求項1～3のいずれかに記載の鋳造用Al-Si-Mg系アルミニウム合金からなることを特徴とする鋳造部材。
  5. 　請求項4に記載の鋳造部材において、T6熱処理を施されたことを特徴とする鋳造部材。
  6. 　請求項5に記載の鋳造部材において、ヤング率を密度で除した比剛性が30 GPa/(g/cm3)以上、0.2%耐力が180 MPa以上、破断伸びが3%以上であることを特徴とする鋳造部材。
  7. 　請求項6に記載の鋳造部材において、切断面を光学顕微鏡で観察したときに、長さが100μmを超える線状のMg2Siが観察されないことを特徴とする鋳造部材。
  8. 　請求項5～7のいずれかに記載の鋳造部材からなる自動車用ロードホイール。
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