JPWO2003023080A1

JPWO2003023080A1 - Aluminum alloy for casting, aluminum alloy casting, and method for manufacturing aluminum alloy casting

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Publication number: JPWO2003023080A1
Application number: JP2003527140A
Authority: JP
Inventors: 川原　博; 博川原; 吉広清水; 杉山　義雄; 義雄杉山; 俊男堀江; 岩堀　弘昭; 弘昭岩堀; 杉本　義彦; 義彦杉本; 山下　実; 実山下; 岡田　裕二; 裕二岡田
Original assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Motor Corp; Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2001-09-04
Filing date: 2002-08-30
Publication date: 2004-12-24
Anticipated expiration: 2022-08-30
Also published as: EP1477577A4; JP4145242B2; WO2003023080A1; EP1477577B1; US20050000604A1; EP1477577A1; DE60220835D1; DE60220835T2

Abstract

本発明のアルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと、０．３〜０．６％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなることを特徴とする。Ｍｇ、Ｍｎ、Ｆｅの組成範囲を適切に選定することにより、初晶Ａｌの成長を抑制しつつ、Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物を微細に晶出させることができた。その結果、得られたアルミニウム合金は、鋳造性に優れ、高強度および高延性を発揮する。When the aluminum alloy of the present invention is 100% by mass as a whole, 4.0 to 6.0% of Mg, 0.3 to 0.6% of Mn, and 0.5 to 0.9% of Fe is contained, and the balance consists of Al and unavoidable impurities. By appropriately selecting the composition range of Mg, Mn, and Fe, the Al (Mn, Fe) compound could be finely crystallized while suppressing the growth of primary Al. As a result, the obtained aluminum alloy is excellent in castability, and exhibits high strength and high ductility.

Description

技術分野
本発明は、アルミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、薄肉鋳物等の製作にも好適な鋳造性と鋳放しの状態でも高い強度および優れた延性とを発揮するアルミニム合金、およびそのアルミニウム合金からなる鋳物の製造方法に関するものである。
背景技術
近年、各種製品の軽量化が要請されており、従来の鋳鉄製品から軽量なアルミニウム合金製品に急速に移行しつつある。例えば、自動車の場合、軽量化により燃費向上が期待でき、軽量化は環境改善にも有効となる。
ところで、従来なら、強度や延性への要求が比較的緩やかであった薄肉の鋳物（特に、ダイカスト製品）にさえ、高強度、高延性が要求されるようになってきている。高強度、高延性の薄肉鋳物等を製作する方法として、例えば、鋳型内を真空引きして鋳造した後、または、逆に鋳型内に酸素を充満させて鋳造した後に、得られた鋳物を熱処理する方法等が従来から提案されている。しかし、このような方法では、熱処理が必要となり製造コストの上昇を招く。また、薄肉、大型の鋳物ほど、その熱処理によって歪み（ふくれ、変形等）が発生し、その矯正にさらにコストがかかる。
そこで、このような課題を解決するために、鋳放しの状態でも、高強度、高延性を発現するアルミニウム合金の開発が盛んに行なわれている。例えば、▲１▼特開平９−３５８２号公報、▲２▼特開平１１−２９３３７５号公報、▲３▼特開平１１−１９３４３４号公報、▲４▼特開平９−２６８３４０号公報、特開平９−３１６５８１号公報、特開平１１−８０８７２号公報等に、そのようなアルミニウム合金に関する開示がある。以下、各公報に記載されたアルミニウム合金について具体的に説明する。
▲１▼特開平９−３５８２には、Ｍｇ：３．０〜５．５％（質量％：以下同様）、Ｚｎ：１．０〜２．０％（Ｍｇ／Ｚｎ：１．５〜５．５）、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．８％、Ｆｅ：０．１〜０．８％を含有したアルミニウム合金鋳物が開示されている。このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｃｕ系合金は、所定範囲のＺｎとＣｕとを必須含有元素としている。
本発明者がこの合金製鋳物を試験研究したところ、ＭｇＺｎ_２やＭｇ_３２（Ａｌ、Ｚｎ）_４９等の中間相が鋳物中に析出し、自然時効による強度特性の変化や、応力腐食割れが現れた。また、この合金は鋳造割れが発生し易く、薄肉部材の鋳造には向かないことも解った。
▲２▼特開平１１−２９３３７５には、Ｍｇ：２．５〜７．０、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％でＦｅを０．３％未満、Ｓｉを０．５％以下とし、１〜５ｍｍの肉厚部位の気孔率が０．５％以下、晶出物の平均円相当径が１．１μｍ以下、晶出物の面積率が５％以下であることを特徴とする高延性アルミ合金ダイカストが開示されている。このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｔｉ系合金は、Ｆｅを不可避不純物として扱っており、その含有量を０．３％未満に制限している。
本発明者が試験研究したところ、この合金を使用した薄肉金型鋳物は、鋳造割れが発生し易かった。また、Ｍｇ量が多くなると肉厚中心部に引け巣を発生し易かった。鋳造割れや引け巣の発生は、強度特性や伸びのバラツキを大きくするため好ましくない。
▲３▼特開平１１−１９３４３４には、Ｍｇ：３．０〜５．５、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５〜０．９とする高靱性ダイカスト鋳物用アルミニウム合金が開示されている。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｎｉ系合金では、Ｎｉを必須含有元素とし、その含有量を適切に調整することにより、ダイカスト鋳物の靱性を向上させている。また、Ｍｎの含有量が多いため、化合物の晶出量が多くなり、その実施例にあるように、伸びは１０％程度である。
▲４▼特開平９−２６８３４０号公報には、Ｍｇ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｆｅ：０．１〜１．５％とする高延性アルミニウム合金が開示されている。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金では、Ｍｇの含有量を少なくして鋳造割れや引け巣等の欠陥の発生を抑制して、鋳造性と伸びとを改善しているに過ぎない。このため、その実施例からも解るように、その合金は、引張強さが１９０ＭＰａにも満たず、強度的に十分ではない。なお、特開平９−３１６５８１号公報や特開平１１−８０８７２号公報に開示されたアルミニウム合金も、この合金と同様である。
発明の開示
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。つまり、鋳造割れ、ミクロポロシティの発生等が少ない、鋳造性に優れたアルミニウム合金を提供することを目的とする。特に、鋳放し状態でも、高強度で延性に優れた鋳物が得られるアルミニウム合金を提供することを目的とする。さらに、鋳物の機械的特性等の経時変化が小さいアルミニウム合金を提供することを目的とする。
また、このアルミニウム合金を用いた鋳物の製造方法を提供することを目的とする。
そこで、本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を重ねた結果、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの組成割合を適切に管理することにより、鋳造性に優れ、また、鋳放し状態でも、高強度で高延性の鋳物が得られるアルミニウム合金を発見し、本発明を完成させるに至った。
（アルミニウム合金）
すなわち、本発明のアルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３〜０．６％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜０．９％の鉄（Ｆｅ）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ことを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ合金）は、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅを適切な組成割合で含有したことにより、鋳造性が改善され、高強度、高延性を発現したものである。以下、現状考えられる理由と上述の組成に至った経緯について説明する。
ＭｇやＭｎがＡｌ基地中に固溶することにより、アルミニウム合金の強度を向上させることは知られているが、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ合金で薄肉金型鋳物を製作した場合、凝固収縮に伴う鋳造割れやポロシティ等が発生し、鋳造性が悪い。また、それに関連して伸びのバラツキも大きくなる。
そこで、本発明者は、鋳造性に優れ、高強度、高延性のアルミニウム合金を得るために、凝固過程における晶出物の晶出形態と鋳造性や機械的性質との関係に着目した。そして、アルミニウム合金製鋳物の鋳造割れは、凝固過程で成長する初晶Ａｌのデンドライト間に残留した脆弱な液相の部分で多発することを突きとめた。これは、初晶デンドライトの発達、結合によって鋳物が形成されていく過程において、鋳物が形をなし強度をもち始める温度範囲（準固相線温度範囲）で鋳型によって拘束を受けると、凝固収縮の際に、鋳物には収縮応力が作用する。その応力がデンドライト間に残留する脆弱な液相の部分に集中し、熱間割れを多発するためと考えられる。
そこで、本発明者は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ合金にＦｅを添加することを思い付き、Ｍｇ量に応じてＭｎ、Ｆｅ量を調整することにより、固液共存域における晶出挙動を変化させ、優れた耐鋳造割れを得ることに成功した。具体的には、初晶Ａｌの晶出温度域を狭くし、初晶Ａｌのデンドライトを大きく成長させずに、晶出を終えた初晶Ａｌのネットワーク峡間にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ共晶を晶出させた。そして、その状態で各固相間の連結が急激に進むため、鋳造割れが発生しずらくなったと考えられる。
さらに、本発明のアルミニウム合金によると、液相から初晶として微細なＡｌが晶出した後に、Ａｌ（Ｍｎ、Ｆｅ）化合物が微細に晶出するため、延性低下を招く粗大な晶出物が少なく、高強度を維持しつつも、優れた延性を発現するようになったと考えられる。
特に、本発明のアルミニウム合金は、デンドライトセルサイズが１０μｍ以下の初晶アルミニウムと粒径が５μｍ以下の化合物とが均一に分散しているものであると、強度、延性の点からより好適である。さらに、前記初晶アルミニウムのデンドライトセルサイズが５μｍ以下、前記化合物の粒径が３μｍ以下であると、より好ましい。
ここで、デンドライトセル（樹枝状晶）のサイズは、長手方向に測定した場合の長さであり、１００個のセルを測定した値の平均値である。また、化合物の粒径は、長手方向（最大長）で評価したものであり、画像処理装置を用いて１０００倍に撮影した組織写真（視野面積７０×１００μｍ）１０視野について測定した値の平均値である。
このように、本発明のアルミニウム合金によれば、例えば、薄肉金型鋳物を製作する場合であっても、鋳造割れや引け巣等のポロシティをほとんど発生させることなく、十分な強度と優れた延性とをもつ鋳物を得ることができる。例えば、鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上で破断伸びが１３％以上であるアルミニウム合金が得られる。
さらに、上記組成範囲でＭｇ、Ｍｎによって固溶強化されたアルミニウム合金は、自然時効による硬さ変化をほとんど生じず、機械的性質の経時変化が小さいという利点をも有している。
（アルミニウム合金製鋳物の製造方法）
上述した本発明のアルミニウム合金からなる鋳物は、例えば、次の製造方法により得ることができる。
すなわち、本発明のアルミニウム合金製鋳物の製造方法は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと０．３〜０．６％のＭｎと０．５〜０．９％のＦｅとを含み残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、該注入工程後に該アルミニウム合金の溶湯を冷却凝固させる凝固工程と、を備えることを特徴とする。
そして、前記凝固工程が、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固される工程であると、好適である。
これにより、前述した微細な初晶アルミニウムと化合物とが均一に分散したアルミニウム合金製鋳物が確実に得られるからである。その冷却速度を、５０℃／秒以上とすると、一層好ましい。
ところで、本発明でいう「アルミニウム合金」には、鋳造用素材としてのアルミニウム合金に限らず、鋳造後のアルミニウム合金製鋳物（製品）をも含む。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと、０．３〜０．６％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物と把握しても良い。
また、本明細書中でいう「鋳造性」とは、溶湯の湯回り性や離型性等に限らず、鋳造割れや引け巣（ポロシティ）の発生率等をも含む概念である。
発明を実施するための最良の形態
Ａ．実施形態
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。
（１）合金組成
▲１▼Ｍｇ
Ｍｇは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して、アルミニウム合金の機械的強度（例えば、引張強さ）を向上させる元素である。また、Ｍｇは、アルミニウム合金の延性や鋳造性にも影響を及ぼす元素である。
Ｍｇが４．０％（質量百分率、以下同様）未満では機械的強度の向上が十分ではなく、特に、１３０ＭＰａ以上の耐力（０．２％耐力、以下同様）を確保することが難しい。また、Ｍｇが６．０％を超えると溶湯の酸化が著しい。また、Ｍｇ量の増加に応じて初晶として粗大晶出物が晶出し始めるＭｎ、Ｆｅの組成が低濃度側に移動するため、ＭｎやＦｅを上記組成範囲とした場合、Ｍｇ量が６％を超えると粗大化合物の晶出により延性が悪化してしまう。
従って、全体を１００質量％としたときに、Ｍｇは、４．０〜６．０％であると好ましく、４．０〜５．０％であると一層好ましい。
▲２▼Ｍｎ
Ｍｎは、Ｍｇと同様にアルミニウムのマトリックス中に固溶したり、アルミニウムと化合物を生成してマトリックス中に微細に析出して、アルミニウム合金の機械的強度を向上させる元素である。また、金型との耐焼き付き性を向上させる効果もある。
Ｍｎが、０．３％未満では機械的強度の向上が十分ではなく、０．６％を超えると、粗大晶出物が晶出して延性の抵下を招くため好ましくない。
従って、全体を１００質量％としたときに、Ｍｎは、０．３〜０．６％であると好ましく、０．３〜０．５％であると、一層好ましい。
▲３▼Ｆｅ
Ｆｅは、凝固時の晶出過程を変えて、凝固収縮による鋳造割れを抑制する元素である。また、Ｆｅは、ダイカストを行う際に、金型との耐焼き付きを向上させる効果もある。
Ｆｅが０．５％未満では晶出過程を大きく変えるには不十分であり、鋳造割れの抑制効果も小さい。一方、Ｆｅが０．９％を超えると、粗大晶出物が晶出し延性が低下するので好ましくない。従って、全体を１００質量％としたときに、Ｆｅは、０．５〜０．９％であると好ましい。
本発明者のさらなる研究によると、Ｆｅが０．５〜０．８％若しくは０．５〜０．７％であると一層好ましいことが明らかとなった。
▲４▼Ｃｒ
ＣｒはＭｇやＭｎと同様に、アルミニウムのマトリックスに固溶して、機械的強度を向上させる元素である。
Ｃｒが０．１％未満では、機械的強度の向上が十分ではなく、０．７％を超えると、粗大晶出物が晶出して延性の低下を招くため好ましくない。
従って、全体を１００質量％としたときに、Ｃｒは、０．１〜０．７％であると好ましく、０．２〜０．５％であると、一層好ましい。
▲５▼Ｔｉ、Ｂ
Ｔｉ、Ｂは初晶Ａｌの核生成サイトとなる。そのため、それらの元素が添加され増加すると、初晶Ａｌの各結晶粒径は小さくなる。その結果、高固相率側まで固液流動状態が維持され、凝固収縮による応力発生時期が低温側にずれ込み、耐鋳造割れ性が向上すると考えられる。具体的には、次の通りである。
Ｔｉは、α−Ａｌの核生成サイトとなり、微細組織を構成し、鋳造割れの抑制ならびに延性の改善効果を発揮し、また、アルミニウム合金の耐力も向上させ得る。
そこで、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．３％のＴｉを含むと、好適である。Ｔｉが、０．０１％未満では微細な組織が得られず、Ｔｉが０．３％を超えると粗大晶出物（Ａｌ_３Ｔｉ等）が晶出し延性が低下するからである。Ｔｉを０．１〜０．２％とすると、より好ましい。
Ｂは、特にＴｉとの共存下で、結晶粒を微細化させる大きな効果を発揮する。
Ｂが、０．０１％未満では微細な組織が得られず、０．０５％を超えると結晶粒径の変化が小さく経済的でない。従って、Ｔｉとの共存下で、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含むと、好適である。０．０３〜０．０５％であると、より好適である。なお、Ｂは、単体で添加する場合の他、ＴｉＢ_２等のホウ化チタンとして添加すると経済的である。
▲６▼Ｂｅ
Ｂｅは、単独でも耐酸化性に効果を発揮し、溶解時にＭｇの酸化消耗を抑える。
従って、単独でも（Ｔｉ等と共存することなく）、全体を１００質量％としたときに、０．００１〜０．０１％のベリリウム（Ｂｅ）を含むと、好適である。０．００５〜０．０１％であると、より好適である。勿論、いうまでもなく、ＢｅはＴｉ等と共存しても良い。
▲７▼Ｍｏ
Ｍｏは、Ａｌ−Ｍｇ合金溶湯の酸化に伴うノロの生成を抑制する効果がある。
Ｍｏが０．０５％未満では酸化抑制効果が十分ではなく、０．３％を超えると、粗大結晶物が晶出して延性の低下を招くため好ましくない。
従って、全体を１００重量％としたときに、Ｍｏは、０．０５〜０．３％であると好ましく、０．１〜０．２％であると、一層好ましい。
▲８▼不可避不純物
不可避不純物は、アルミニウム合金の特性に悪影響を与えない限り、その種類や含有量は限定されないが、本発明者は、不可避不純物であるＳｉ、Ｃｕの含有量を管理することにより、アルミニウム合金の鋳造性、強度または延性が向上することを見出した。
すなわち、全体を１００質量％としたときに、不可避不純物であるＳｉが０．５％以下であり、Ｃｕが０．３％以下であると、好適である。
Ｓｉは、アルミ地金等に含まれる不可避不純物であり、０．５％を超えて含有すると、Ｍｇ_２Ｓｉが自然時効によりマトリックス中に析出し、アルミニウム合金の機械的特性が経時的に変化するため、好ましくない。
Ｃｕは、鋳造割れを助長すると共に、耐食性を阻害する元素である。従って、本発明に係るアルミニウム合金を構造部材として用いる場合、特に、０．３％以下とすることが好ましい。
（２）用途
本発明のアルミニウム合金または鋳物の製造方法は、種々のアルミニウム合金製鋳物に利用できる。
例えば、自動車や二輪車の分野では、ボディ構造用部材、シャシ部材、ホイール、スペースフレーム、ステアリングホイール（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、ミッションケース、プーリ、オイルパン、シフトレバー、インスツルメントパネル、ドアインパクトパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット、フロントシュラウドパネル等に本発明のアルミニウム合金やその製造方法を用いることにより、熱処理を施さずに低コストでそれらの各部材を製作できる。
なお、本発明のアルミニウム合金は、鋳放し状態でも高強度、高延性であるが、鋳造後に冷間加工や熱処理を行っても勿論良い。
Ｂ．実施例
次に、本発明に係る実施例を挙げて、本発明をより詳細に説明する。
（試験片の製作と試験）
（１）第１実施例
表１に示す試料Ｎｏ．１〜５と試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、各試料毎に、拘束長さを種々変化させた試験片を製作し、それぞれの鋳造割れ性を評価した。なお、表１では主成分のＡｌを省略して表示した（以下、同様）。
具体的には、図１に示すように、キャビティの断面が厚さ７ｍｍ、幅１０ｍｍで、その拘束長さを種々変更可能な金型を備えた縦型ダイカスト機により種々の試験片を製作し、鋳造割れ評価を行った。
鋳造条件は、溶解温度７５０℃、金型温度５０〜１００℃、鋳造圧力６３．７ＭＰａ、プランジャ速度０．６ｍ／ｓとした。各溶湯をプランジャで加圧注入後（注入工程）、冷却速度を１００℃／秒程度として凝固させた（凝固工程）。
耐鋳造割れ性の評価は、割れが発生したときの拘束長さで評価した。その拘束長さが長いほど、鋳造割れを起こしにくい合金であることを示す。こうして得た各試験片の試験結果を図３に示した。
なお、この試験では、拘束長さ方向の中央部に、厚さ０．５ｍｍｘ高さ１０ｍｍの断熱シートを上記キャビティの三方に貼り付け、鋳造割れの発生する位置をその部分に限定して行った。この断熱シートの三方張りの様子を、図１中のＡ−Ａ断面図である図２に示す。
（２）第２実施例
表１に示す試料Ｎｏ．６〜１４と試料Ｎｏ．Ｃ８〜Ｃ１０の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、縦型ダイカスト機により厚さ２ｍ、幅５０ｍｍ、長さ７０ｍｍの板状鋳物を作製した。
鋳造条件は、溶解温度７５０℃、金型温度５０〜１００℃、鋳造圧力６３．７ＭＰａ、プランジャ速度１．４ｍ／ｓとした。また、溶湯をキャビティ内に加圧注入後（注入工程）、冷却速度を１００℃／秒程度として凝固させた（凝固工程）。
この鋳放しの状態の板状鋳物から、平面部が鋳肌のままの平板引張試験片を作製した。各試験片を用いて、引張強さ、０．２％耐力および破断伸びを調べた。この結果を表２に示す。なお、各試験片の引張試験は、島津製のオートグラフ引張試験機を用いて行い、各試験片について得られた応力−歪み線図から上記の各特性を求めた。
（３）第３実施例
表１に示す試料Ｎｏ．１５〜１９と試料Ｎｏ．Ｃ１１、Ｃ１２の合金組成をもつアルミニウム合金を用いて、第２実施例と同様にして、鋳放しの状態の板状鋳物を製作した。
ここでは、各板状鋳物の機械的特性の経時変化（人工時効）の影響を調べるために、鋳放しの状態の板状鋳物と、それを１７５℃で１０時間加熱した後の板状鋳物とを用意し、各板状鋳物の硬さ（ビッカース硬さ）を調べた。その結果を表３に示す。
なお、ビッカース硬さは、明石製ビッカス硬度計を用いて、荷重５ｋｇを３０秒間ロードさせ、そのときできる圧跡サイズから換算して硬さを求めた。
（４）第４実施例
さらに、Ａｌ合金鋳物の耐鋳造割れ性とＦｅ量との関係を詳細に調べた。つまり、表４に示す試料Ｎｏ．２０〜２６の合金組成からなる、種々の拘束長さの試験片を、第１実施例と同様に製作した。各試料はＭｇ、ＭｎおよびＴｉの含有量を同程度としつつ、Ｆｅの含有量を主に変化させたものである。耐鋳造割れ性を割れが発生したときの拘束長さで評価した点も、第１実施例の場合と同様である。こうして得た各試験片の試験結果を図４に示した。
（５）第５実施例
Ａｌ合金溶湯の耐酸化性に及す合金組成の影響を調べた。先ず、表５に示す試料Ｎｏ．２７および試料Ｎｏ．２８の合金組成からなるＡｌ合金溶湯を用意した。各溶湯は、予め重量を測定しておいた。これらの溶湯をアルミナ製坩堝に入れ、大気雰囲気中で７５０℃ｘ５時間保持した。
その溶湯を冷却後、凝固したＡｌ合金の重量を測定した。そして、前記の加熱保持前後における重量差から、Ａｌ合金の酸化増量を求めた。この結果も併せて表５に示した。なお、表５には、前記加熱保持前の溶湯重量に対する酸化増量の割合（酸化増量率）を示した。
（評価）
（１）鋳造性
本発明の組成範囲内にある試料Ｎｏ．１〜５のアルミニウム合金は、試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ７に対し、いずれも割れの発生する拘束長さが十分に長いことが図３から分る。具体的には、試料Ｎｏ．１の拘束長さは５０ｍｍ、試料Ｎｏ．２、３の拘束長さは７０ｍｍ、試料Ｎｏ．４、５の拘束長さは８０ｍｍまで割れが発生しなかった。
これらから、Ｍｎ量を抑制しつつ、適量のＦｅ量を加えることで、耐鋳造割れ性が大きく向上することが分った。また、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅを本発明に係る組成範囲としつつ、核生成サイトとなるＴｉを添加することで、耐鋳造割れ性が一層向上することも分った。
特に、表４および図４から明らかなように、Ｍｇ、ＭｎおよびＴｉを本発明の好適な組成範囲内としつつ、Ｆｅ量を０．５〜０．８％含有させた試料Ｎｏ．２２２〜２４のＡｌ合金鋳物は、耐鋳造割れ性が一層向上した。
（２）強度と延性
▲１▼試料Ｎｏ．６〜１４は、いずれも本発明の組成範囲内にあるアルミニウム合金である。そして、表２から分るように、それらのアルミニウム合金は、いずれも、引張強さが２５０ＭＰａ以上で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上であり、しかも、伸びが１５％以上である。よって、鋳放し状態でも、本発明に係るアルミニウム合金は、十分な強度を維持しつつ優れた延性を発揮することが分った。特に、引張強さが３００ＭＰａ以上、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上で、伸びが２０％を超えるものも存在する。
また、試料Ｎｏ．６のアルミニウム合金にＴｉを含有させた試料Ｎｏ．７は、結晶粒がより微細化し、延性が一層向上した。
▲２▼一方、本発明に係る組成範囲から外れる試料Ｎｏ．Ｃ８〜Ｃ１０のアルミニウム合金は、強度と延性とを両立させることはできなかった。例えば、試料Ｎｏ．Ｃ８は、Ｍｎ量が０．６質量％を超えるため、引張強度や０．２％耐力は高いものの、伸びが１０％未満で低延性であった。逆に、Ｍｎが０．３質量％未満の試料Ｎｏ．Ｃ９やＭｇが４．０質量％未満である試料Ｎｏ．Ｃ１０は、高延性であるものの強度が不十分であった。
（３）時効の影響
試料Ｎｏ．１５〜１９は、いずれも本発明の組成範囲内にあるアルミニウム合金である。表３から分るように、これらのアルミニウム合金は、鋳放しの状態と１７５℃で１０時間加熱後との硬さの変化は僅かであった。
一方、試料Ｎｏ．Ｃ１１、Ｃ１２のアルミニウム合金は、Ｓｉが不可避的不純物の域を超えて多量に含むため、鋳放しの状態と１７５℃で１０時間加熱後との硬さの変化が大きかった。つまり、時効硬化を生じており、そのような組成のアルミニウム合金では、自然時効による特性の変化が懸念される。
（４）耐酸化性
表５の試料Ｎｏ．２７、２８に示すように、Ｍｇ、Ｍｎ、ＴｉおよびＦｅをそれぞれ本発明の好適な組成範囲内としつつ、さらに、Ｍｏを０．１〜０．２％含有させると、Ａｌ合金溶湯は、より優れた耐酸化性を示すことも明らかとなった。

【図面の簡単な説明】
図１は、拘束長さを変更可能な鋳造割れ評価用金型を備えた縦型ダイカスト機を示す断面図である。
図２は、図１中のＡ−Ａ断面図である。
図３は、各試験片について、拘束長さと鋳造性との関係を示した棒グラフである。
図４は、鋳造割れ性とＦｅ量との関係を示すグラフである。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for producing an aluminum alloy and an aluminum alloy casting. More specifically, the present invention relates to an aluminum alloy exhibiting castability suitable for production of thin-walled castings and the like and high strength and excellent ductility even in an as-cast state, and a method for producing a casting made of the aluminum alloy.
BACKGROUND ART In recent years, there has been a demand for weight reduction of various products, and there is a rapid shift from conventional cast iron products to lightweight aluminum alloy products. For example, in the case of automobiles, improvement in fuel efficiency can be expected by weight reduction, and weight reduction is also effective for environmental improvement.
By the way, high strength and high ductility have been required even for thin castings (particularly, die-cast products), for which the requirements for strength and ductility have been relatively low. As a method of producing a high-strength, high-ductility thin-walled casting, for example, after casting in a mold by vacuum evacuation, or conversely, after casting in a mold filled with oxygen, the resulting casting is heat-treated. Conventionally, a method for performing such operations has been proposed. However, such a method requires heat treatment, which leads to an increase in manufacturing cost. In addition, as the casting becomes thinner and larger, distortion (blistering, deformation, and the like) occurs due to the heat treatment, and the cost for correcting the distortion increases.
Therefore, in order to solve such problems, aluminum alloys exhibiting high strength and high ductility even in an as-cast state have been actively developed. For example, (1) JP-A-9-3582, (2) JP-A-11-293375, (3) JP-A-11-193434, (4) JP-A-9-268340, JP-A-9- JP-A-316581 and JP-A-11-80872 disclose such an aluminum alloy. Hereinafter, the aluminum alloy described in each gazette will be specifically described.
{Circle around (1)} JP-A-9-3582 discloses that Mg: 3.0-5.5% (mass%: the same applies hereinafter), Zn: 1.0-2.0% (Mg / Zn: 1.5-5. 5) An aluminum alloy casting containing 0.05 to 1.0% Mn, 0.05 to 0.8% Cu, and 0.1 to 0.8% Fe is disclosed. This Al-Mg-Mn-Zn-Cu-based alloy contains a predetermined range of Zn and Cu as essential elements.
The present inventor has conducted a study on this alloy casting. As a result, an intermediate phase such as MgZn ₂ or Mg ₃₂ (Al, Zn) ₄₉ is precipitated in the casting, and changes in strength characteristics due to natural aging and stress corrosion cracking appear. Was. It was also found that this alloy was liable to cause casting cracks and was not suitable for casting thin members.
{Circle around (2)} JP-A-11-293375 discloses that Mg: 2.5 to 7.0, Mn: 0.2 to 1.0%, Ti: 0.05 to 0.2% and Fe less than 0.3%. , Si is 0.5% or less, the porosity of the thick portion of 1 to 5 mm is 0.5% or less, the average equivalent circle diameter of the crystallized material is 1.1 μm or less, and the area ratio of the crystallized material is 5%. A high ductility aluminum alloy die casting characterized by the following is disclosed. This Al-Mg-Mn-Ti alloy treats Fe as an unavoidable impurity and limits its content to less than 0.3%.
The present inventor has conducted a study and found that casting cracks easily occurred in a thin mold casting using this alloy. Also, when the amount of Mg was increased, shrinkage cavities were easily generated at the center of the wall thickness. The occurrence of casting cracks and shrinkage cavities is not preferable because it increases the variation in strength characteristics and elongation.
{Circle around (3)} Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-193434 discloses an aluminum alloy for a high toughness die-casting casting containing Mg: 3.0 to 5.5, Mn: 1.5 to 2.0%, and Ni: 0.5 to 0.9. Is disclosed.
In this Al-Mg-Mn-Ni-based alloy, Ni is used as an essential element, and the toughness of the die casting is improved by appropriately adjusting the content. Further, since the content of Mn is large, the crystallization amount of the compound is increased, and the elongation is about 10% as in the example.
{Circle around (4)} Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-268340 discloses a highly ductile aluminum containing Mg: 0.01 to 1.2%, Mn: 0.5 to 2.5%, and Fe: 0.1 to 1.5%. An alloy is disclosed.
In this Al-Mg-Mn-Fe alloy, the content of Mg is reduced to suppress the occurrence of defects such as casting cracks and shrinkage cavities, and the castability and elongation are only improved. For this reason, as can be seen from the examples, the alloy has a tensile strength of less than 190 MPa and is not sufficient in strength. The aluminum alloy disclosed in JP-A-9-316581 and JP-A-11-80872 is the same as this alloy.
DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention has been made in view of such circumstances. That is, an object of the present invention is to provide an aluminum alloy which is less likely to cause casting cracks and microporosity and has excellent castability. In particular, it is an object of the present invention to provide an aluminum alloy capable of obtaining a cast having high strength and excellent ductility even in an as-cast state. It is a further object of the present invention to provide an aluminum alloy having a small change with time in the mechanical properties and the like of a casting.
Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a casting using the aluminum alloy.
Therefore, the present inventor has studied diligently to solve this problem, and as a result of repeating various systematic experiments, by appropriately controlling the composition ratio of Mg, Mn, and Fe, the castability is excellent, and as-cast Even in this state, the present inventors have found an aluminum alloy from which a casting with high strength and high ductility can be obtained, and have completed the present invention.
(Aluminum alloy)
That is, when the aluminum alloy of the present invention is 100% by mass as a whole, 4.0 to 6.0% of magnesium (Mg), 0.3 to 0.6% of manganese (Mn), 0.5 to 0.9% of iron (Fe), with the balance being aluminum (Al) and unavoidable impurities.
The aluminum alloy (Al-Mg-Mn-Fe alloy) of the present invention has improved castability and expresses high strength and high ductility by containing Mg, Mn, and Fe at an appropriate composition ratio. . Hereinafter, the reason that can be considered at present and the circumstances that led to the above composition will be described.
It is known that the strength of an aluminum alloy is improved by dissolving Mg and Mn in an Al matrix. However, when a thin mold casting is made of an Al-Mg-Mn alloy, casting accompanied by solidification shrinkage is performed. Cracks, porosity, etc. occur, and castability is poor. In addition, the variation in growth is also large.
Then, the present inventors paid attention to the relationship between the crystallization form of the crystallized product in the solidification process and the castability and mechanical properties in order to obtain an aluminum alloy having excellent castability, high strength and high ductility. It was also found that casting cracks of aluminum alloy castings frequently occur in a portion of a fragile liquid phase remaining between dendrites of primary Al grown during the solidification process. This is because in the process of forming a casting by the development and bonding of primary crystal dendrite, when the casting is constrained by the mold in a temperature range where the casting starts to form and have strength (quasi-solidus temperature range), solidification shrinkage occurs. At this time, shrinkage stress acts on the casting. It is considered that the stress is concentrated on the fragile liquid phase remaining between the dendrites, and hot cracking occurs frequently.
Therefore, the present inventor came up with the idea of adding Fe to an Al-Mg-Mn alloy, and by changing the Mn and Fe amounts according to the Mg amount, changed the crystallization behavior in the solid-liquid coexistence region, and Successfully obtained casting crack resistance. Specifically, the crystallization temperature range of the primary Al is narrowed, and the Al-Mn-Fe eutectic is formed between the network valleys of the primary Al after the crystallization without increasing the dendrites of the primary Al. Let out. Then, it is considered that the connection between the solid phases rapidly progressed in this state, so that casting cracks hardly occurred.
Furthermore, according to the aluminum alloy of the present invention, after fine Al is crystallized as primary crystals from the liquid phase, the Al (Mn, Fe) compound is finely crystallized, so that a coarse crystallized substance which causes a decrease in ductility is produced. It is considered that excellent ductility has been developed while maintaining high strength.
In particular, the aluminum alloy of the present invention is more preferable in terms of strength and ductility when the primary crystal aluminum having a dendrite cell size of 10 μm or less and the compound having a particle size of 5 μm or less are uniformly dispersed. . More preferably, the primary crystal aluminum has a dendrite cell size of 5 μm or less and the compound has a particle size of 3 μm or less.
Here, the size of the dendrite cells (dendrites) is the length measured in the longitudinal direction, and is the average value of the measured values of 100 cells. The particle size of the compound is evaluated in the longitudinal direction (maximum length), and is an average value of values measured in ten fields of view (structure area: 70 × 100 μm) taken at a magnification of 1000 using an image processing apparatus. It is.
Thus, according to the aluminum alloy of the present invention, for example, even in the case of producing a thin mold casting, it hardly generates porosity such as casting cracks or shrinkage cavities, and has sufficient strength and excellent ductility. And a casting having: For example, an as-cast aluminum alloy having a 0.2% proof stress of 130 MPa or more and a breaking elongation of 13% or more in an as-cast state where no heat treatment is performed after casting.
Furthermore, the aluminum alloy solid-solution strengthened with Mg and Mn in the above composition range has the advantage that the hardness hardly changes due to natural aging and the mechanical properties change with time is small.
(Method of manufacturing aluminum alloy castings)
The casting made of the aluminum alloy of the present invention described above can be obtained, for example, by the following manufacturing method.
That is, in the method for producing an aluminum alloy casting of the present invention, when the whole is 100% by mass, 4.0 to 6.0% of Mg, 0.3 to 0.6% of Mn and 0.5 to An injection step of injecting a molten aluminum alloy containing 0.9% Fe and the balance of Al and inevitable impurities into a mold; and a solidification step of cooling and solidifying the molten aluminum alloy after the injection step. It is characterized by the following.
Preferably, the solidification step is a step of cooling and solidifying at a cooling rate of 20 ° C./sec or more.
This is because an aluminum alloy casting in which the fine primary crystal aluminum and the compound described above are uniformly dispersed can be reliably obtained. More preferably, the cooling rate is 50 ° C./sec or more.
The “aluminum alloy” in the present invention includes not only an aluminum alloy as a casting material but also an aluminum alloy casting (product) after casting.
That is, according to the present invention, when the whole is 100% by mass, 4.0 to 6.0% of Mg, 0.3 to 0.6% of Mn, and 0.5 to 0.9% of Fe And the balance may be regarded as an aluminum alloy casting characterized in that the balance consists of Al and inevitable impurities.
The term “castability” as used herein is a concept that includes not only the meltability and releasability of the molten metal but also the incidence of casting cracks and shrinkage porosity.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Embodiment Next, the present invention will be described in more detail with reference to embodiments.
(1) Alloy composition (1) Mg
Mg is an element that forms a solid solution in an aluminum matrix and improves the mechanical strength (eg, tensile strength) of an aluminum alloy. Mg is an element that also affects the ductility and castability of the aluminum alloy.
If Mg is less than 4.0% (mass percentage, the same applies hereinafter), the mechanical strength is not sufficiently improved, and it is particularly difficult to secure a proof stress of 130 MPa or more (0.2% proof stress, the same applies hereinafter). Further, when Mg exceeds 6.0%, oxidation of the molten metal is remarkable. In addition, since the composition of Mn and Fe starts to crystallize as primary crystals in accordance with the increase in the amount of Mg, the composition of Mn and Fe moves to the low concentration side. If it exceeds 300, ductility will deteriorate due to crystallization of the coarse compound.
Therefore, when the whole is 100% by mass, Mg is preferably 4.0% to 6.0%, and more preferably 4.0% to 5.0%.
(2) Mn
Mn is an element that, like Mg, forms a solid solution in an aluminum matrix or forms a compound with aluminum and precipitates finely in the matrix to improve the mechanical strength of the aluminum alloy. Also, there is an effect of improving the seizure resistance with the mold.
If Mn is less than 0.3%, the mechanical strength is not sufficiently improved, and if it exceeds 0.6%, coarse crystals are crystallized to cause ductility, which is not preferable.
Therefore, when the whole is 100% by mass, Mn is preferably 0.3 to 0.6%, and more preferably 0.3 to 0.5%.
(3) Fe
Fe is an element that changes the crystallization process during solidification and suppresses casting cracks due to solidification shrinkage. Further, Fe has an effect of improving seizure resistance with a mold when performing die casting.
If Fe is less than 0.5%, it is insufficient to greatly change the crystallization process, and the effect of suppressing casting cracks is small. On the other hand, when Fe exceeds 0.9%, coarse crystals are undesirably reduced in crystallization ductility. Therefore, when the whole is 100% by mass, Fe is preferably 0.5 to 0.9%.
Further studies by the present inventors have revealed that Fe is more preferably 0.5 to 0.8% or 0.5 to 0.7%.
▲ 4 ▼ Cr
Cr, like Mg and Mn, is an element that forms a solid solution in an aluminum matrix and improves mechanical strength.
If the Cr content is less than 0.1%, the mechanical strength is not sufficiently improved, and if the Cr content exceeds 0.7%, coarse crystals are crystallized and ductility is reduced, which is not preferable.
Therefore, when the whole is 100% by mass, Cr is preferably 0.1 to 0.7%, and more preferably 0.2 to 0.5%.
(5) Ti, B
Ti and B serve as nucleation sites for primary Al. Therefore, when these elements are added and increased, the crystal grain size of primary Al decreases. As a result, it is considered that the solid-liquid flow state is maintained up to the high solid fraction, the stress generation time due to solidification shrinkage shifts to the low temperature side, and the casting crack resistance is improved. Specifically, it is as follows.
Ti serves as a nucleation site of α-Al, forms a microstructure, suppresses casting cracks and improves ductility, and can also improve the proof stress of an aluminum alloy.
Then, when the whole is 100% by mass, it is preferable to contain 0.01 to 0.3% of Ti. If Ti is less than 0.01%, a fine structure cannot be obtained, and if Ti exceeds 0.3%, coarse crystals (such as Al ₃ Ti) are crystallized and ductility decreases. It is more preferable that the content of Ti is 0.1 to 0.2%.
B exerts a great effect of refining crystal grains, particularly in the presence of Ti.
If B is less than 0.01%, a fine structure cannot be obtained, and if B exceeds 0.05%, the change in crystal grain size is so small that it is not economical. Therefore, it is preferable to include 0.01 to 0.05% of boron (B) when the whole is 100% by mass in the presence of Ti. It is more preferable that the content is 0.03 to 0.05%. It is economical to add B as a titanium boride such as TiB ₂ in addition to the case where B is added alone.
▲ 6 ▼ Be
Be alone has an effect on the oxidation resistance and suppresses the oxidative consumption of Mg during melting.
Therefore, it is preferable that beryllium (Be) is contained alone (without coexistence with Ti or the like) and 0.001 to 0.01% of beryllium when the whole is 100% by mass. It is more preferable that the content is 0.005 to 0.01%. Of course, Be may coexist with Ti or the like.
▲ 7 ▼ Mo
Mo has an effect of suppressing the generation of slag due to the oxidation of the molten Al-Mg alloy.
If Mo is less than 0.05%, the effect of suppressing oxidation is not sufficient, and if it exceeds 0.3%, coarse crystals are crystallized and ductility is reduced, which is not preferable.
Therefore, when the whole is 100% by weight, Mo is preferably 0.05 to 0.3%, and more preferably 0.1 to 0.2%.
(8) Inevitable impurities The types and contents of the inevitable impurities are not limited as long as they do not adversely affect the properties of the aluminum alloy. However, the present inventor controls the contents of the inevitable impurities Si and Cu by controlling the contents. Have found that the castability, strength or ductility of an aluminum alloy is improved.
That is, when the whole is 100% by mass, it is preferable that Si, which is an unavoidable impurity, is 0.5% or less and Cu is 0.3% or less.
Si is an unavoidable impurity contained in aluminum ingots and the like, and if it exceeds 0.5%, Mg ₂ Si precipitates in the matrix due to natural aging, and the mechanical properties of the aluminum alloy change with time. Therefore, it is not preferable.
Cu is an element that promotes casting cracks and inhibits corrosion resistance. Therefore, when the aluminum alloy according to the present invention is used as a structural member, the content is particularly preferably 0.3% or less.
(2) Use The method for producing an aluminum alloy or casting of the present invention can be used for various aluminum alloy castings.
For example, in the fields of automobiles and motorcycles, body structural members, chassis members, wheels, space frames, steering wheels (core bars), seat frames, suspension members, engine blocks, transmission cases, pulleys, oil pans, shift levers, By using the aluminum alloy of the present invention and its manufacturing method for instrument panels, door impact panels, intake surge tanks, pedal brackets, front shroud panels, etc., those members can be manufactured at low cost without heat treatment. .
Although the aluminum alloy of the present invention has high strength and high ductility even in an as-cast state, it is a matter of course that cold working or heat treatment may be performed after casting.
B. EXAMPLES Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples according to the present invention.
(Production and test of test piece)
(1) First Example Sample No. 1 shown in Table 1 was used. 1 to 5 and sample Nos. Using an aluminum alloy having an alloy composition of C1 to C7, test specimens having variously changed restraint lengths were produced for each sample, and the cast cracking properties of each specimen were evaluated. In Table 1, Al as a main component is omitted and shown (the same applies hereinafter).
Specifically, as shown in FIG. 1, various test pieces were manufactured by a vertical die casting machine having a cavity having a cross section of 7 mm in thickness and 10 mm in width, and having a mold capable of changing its constraint length in various ways. And casting crack evaluation.
The casting conditions were a melting temperature of 750 ° C., a mold temperature of 50 to 100 ° C., a casting pressure of 63.7 MPa, and a plunger speed of 0.6 m / s. After each molten metal was injected under pressure by a plunger (injection step), it was solidified at a cooling rate of about 100 ° C./sec (solidification step).
The evaluation of cast cracking resistance was based on the constraint length at the time when cracking occurred. The longer the constraint length, the more difficult it is to cause casting cracks. FIG. 3 shows the test result of each test piece obtained in this manner.
In this test, a heat insulating sheet having a thickness of 0.5 mm and a height of 10 mm was attached to the three sides of the cavity at the center in the constraint length direction, and the position where casting cracks occurred was limited to that part. . FIG. 2 is a cross-sectional view taken along the line AA in FIG.
(2) Second Example Sample No. 1 shown in Table 1 was used. Sample Nos. 6 to 14 and Sample Nos. Using an aluminum alloy having an alloy composition of C8 to C10, a plate-like casting having a thickness of 2 m, a width of 50 mm, and a length of 70 mm was produced by a vertical die casting machine.
The casting conditions were a melting temperature of 750 ° C., a mold temperature of 50 to 100 ° C., a casting pressure of 63.7 MPa, and a plunger speed of 1.4 m / s. Further, after the molten metal was injected into the cavity under pressure (injection step), it was solidified at a cooling rate of about 100 ° C./sec (solidification step).
From the as-cast plate-like casting, a flat-plate tensile test piece having a flat surface as cast surface was produced. Using each test piece, the tensile strength, 0.2% proof stress and elongation at break were examined. Table 2 shows the results. In addition, the tensile test of each test piece was performed using an autograph tensile tester manufactured by Shimadzu, and each of the above characteristics was obtained from the stress-strain diagram obtained for each test piece.
(3) Third Example Sample No. shown in Table 1 was used. 15 to 19 and Sample No. An as-cast plate-like casting was manufactured in the same manner as in the second embodiment using an aluminum alloy having an alloy composition of C11 and C12.
Here, in order to investigate the influence of a change over time (artificial aging) of the mechanical properties of each plate-like casting, a plate-like casting in an as-cast state and a plate-like casting after heating it at 175 ° C. for 10 hours were used. Was prepared, and the hardness (Vickers hardness) of each plate-like casting was examined. Table 3 shows the results.
The Vickers hardness was determined by applying a load of 5 kg for 30 seconds using an Akashi Bicchus hardness tester, and calculating the hardness from the impression size formed at that time.
(4) Fourth Example Further, the relationship between the casting crack resistance of Al alloy castings and the amount of Fe was examined in detail. That is, the sample Nos. Test pieces of various constraint lengths having alloy compositions of 20 to 26 were produced in the same manner as in the first example. In each sample, the content of Fe was mainly changed while the content of Mg, Mn, and Ti was almost the same. The same as in the case of the first embodiment was also evaluated in that the casting crack resistance was evaluated by the constraint length when the crack occurred. FIG. 4 shows the test results of the test pieces obtained in this manner.
(5) Fifth Example The effect of the alloy composition on the oxidation resistance of the molten aluminum alloy was examined. First, the sample No. shown in Table 5 was used. 27 and sample no. An Al alloy melt having an alloy composition of 28 was prepared. The weight of each molten metal was measured in advance. These melts were put into an alumina crucible and kept at 750 ° C. for 5 hours in an air atmosphere.
After cooling the molten metal, the weight of the solidified Al alloy was measured. Then, from the weight difference before and after the heating and holding, the oxidation increase of the Al alloy was determined. The results are also shown in Table 5. Table 5 shows the ratio of the oxidized weight increase to the weight of the molten metal before the heating and holding (the oxidized weight increase rate).
(Evaluation)
(1) Castability Sample No. within the composition range of the present invention. Sample Nos. 1 to 5 of the aluminum alloys It can be seen from FIG. 3 that the constraint length at which cracks occur is sufficiently long for C1 to C7. Specifically, the sample No. Sample No. 1 has a constraint length of 50 mm. Sample No. 2 and 3 have a constraint length of 70 mm. No cracks occurred in the restrained lengths of 4 and 5 up to 80 mm.
From these results, it was found that by adding an appropriate amount of Fe while suppressing the amount of Mn, the casting cracking resistance was greatly improved. It was also found that the addition of Ti, which is a nucleation site, with Mg, Mn, and Fe in the composition range according to the present invention further improved the casting crack resistance.
In particular, as apparent from Table 4 and FIG. 4, Sample No. containing 0.5 to 0.8% of Fe while containing Mg, Mn, and Ti within the preferable composition range of the present invention. The Al alloy castings of Nos. 222 to 24 had further improved casting crack resistance.
(2) Strength and ductility (1) Sample No. Nos. 6 to 14 are aluminum alloys all within the composition range of the present invention. And, as can be seen from Table 2, those aluminum alloys all have a tensile strength of 250 MPa or more, a 0.2% proof stress of 130 MPa or more, and an elongation of 15% or more. Therefore, it was found that even in the as-cast state, the aluminum alloy according to the present invention exhibited excellent ductility while maintaining sufficient strength. In particular, there are those having a tensile strength of 300 MPa or more, a 0.2% proof stress of 150 MPa or more, and an elongation of more than 20%.
Further, the sample No. Sample No. 6 containing Ti in the aluminum alloy of No. 6 In No. 7, crystal grains were further refined, and ductility was further improved.
{Circle around (2)} On the other hand, Sample No. out of the composition range according to the present invention. Aluminum alloys C8 to C10 could not achieve both strength and ductility. For example, the sample No. C8 has a high Mn content of more than 0.6% by mass, and thus has high tensile strength and 0.2% proof stress, but has an elongation of less than 10% and low ductility. Conversely, Sample No. with Mn less than 0.3% by mass. Sample No. C9 or Mg containing less than 4.0% by mass. C10 had high ductility but insufficient strength.
(3) Influence of aging Sample No. Aluminum alloys 15 to 19 are all within the composition range of the present invention. As can be seen from Table 3, these aluminum alloys showed a slight change in hardness between the as-cast condition and after heating at 175 ° C for 10 hours.
On the other hand, the sample No. Since the aluminum alloys C11 and C12 contained Si in a large amount beyond the inevitable impurities, the change in hardness between the as-cast state and the state after heating at 175 ° C. for 10 hours was large. That is, age hardening occurs, and there is a concern that characteristics of the aluminum alloy having such a composition may change due to natural aging.
(4) Oxidation resistance As shown in FIGS. 27 and 28, when Mg, Mn, Ti and Fe are each within the preferred composition range of the present invention and Mo is further contained in an amount of 0.1 to 0.2%, the molten Al alloy becomes more molten. It also became clear that it shows excellent oxidation resistance.

[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a vertical die casting machine provided with a casting crack evaluation mold capable of changing a constraint length.
FIG. 2 is a sectional view taken along line AA in FIG.
FIG. 3 is a bar graph showing the relationship between constraint length and castability for each test piece.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the casting crackability and the amount of Fe.

【０００１】
明細書
鋳物用アルミニウム合金、アルミニウム合金製鋳物およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法
技術分野
本発明は、鋳物用アルミニウム合金およびアルミニウム合金製鋳物の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、薄肉鋳物等の製作にも好適な鋳造性と鋳放しの状態でも高い強度および優れた延性とを発揮する鋳物用アルミニム合金、およびそのアルミニウム合金からなる鋳物の製造方法に関するものである。
背景技術
近年、各種製品の軽量化が要請されており、従来の鋳鉄製品から軽量なアルミニウム合金製品に急速に移行しつつある。例えば、自動車の場合、軽量化により燃費向上が期待でき、軽量化は環境改善にも有効となる。
ところで、従来なら、強度や延性への要求が比較的緩やかであった薄肉の鋳物（特に、ダイカスト製品）にさえ、高強度、高延性が要求されるようになってきている。高強度、高延性の薄肉鋳物等を製作する方法として、例えば、鋳型内を真空引きして鋳造した後、または、逆に鋳型内に酸素を充満させて鋳造した後に、得られた鋳物を熱処理する方法等が従来から提案されている。しかし、このような方法では、熱処理が必要となり製造コストの上昇を招く。また、薄肉、大型の鋳物ほど、その熱処理によって歪み（ふくれ、変形等）が発生し、その矯正にさらにコストがかかる。
そこで、このような課題を解決するために、鋳放しの状態でも、高強度、高延性を発現するアルミニウム合金の開発が盛んに行なわれている。例えば、▲１▼特開平９−３５８２号公報、▲２▼特開平１１−２９３３７５号公報、▲３▼特開平１１−１９３４３４号公報、▲４▼特開平９−２６８３４０号公報、特開平９−３１６５８１号公報、特開平１１−８０８７２号公報等に、そのようなアルミニウム合金に関する開示がある。以下、各公報に記載されたアルミニウム合金について具体的に[0001]
TECHNICAL FIELD The present invention relates to an aluminum alloy for casting and a method for producing an aluminum alloy casting. More particularly, the present invention relates to an aluminum alloy for casting that exhibits high castability and high strength and excellent ductility even in an as-cast condition suitable for production of thin-walled castings and the like, and a method for producing a casting made of the aluminum alloy. .
BACKGROUND ART In recent years, there has been a demand for weight reduction of various products, and there is a rapid shift from conventional cast iron products to lightweight aluminum alloy products. For example, in the case of automobiles, improvement in fuel efficiency can be expected by weight reduction, and weight reduction is also effective for environmental improvement.
By the way, high strength and high ductility have been required even for thin castings (particularly, die-cast products), for which the requirements for strength and ductility have been relatively low. As a method of producing a high-strength, high-ductility thin-walled casting, for example, after casting in a mold by vacuum evacuation, or conversely, after casting in a mold filled with oxygen, the resulting casting is heat-treated. Conventionally, a method for performing such operations has been proposed. However, such a method requires heat treatment, which leads to an increase in manufacturing cost. In addition, as the casting becomes thinner and larger, distortion (blistering, deformation, and the like) occurs due to the heat treatment, and the cost for correcting the distortion increases.
Therefore, in order to solve such problems, aluminum alloys exhibiting high strength and high ductility even in an as-cast state have been actively developed. For example, (1) JP-A-9-3582, (2) JP-A-11-293375, (3) JP-A-11-193434, (4) JP-A-9-268340, JP-A-9- JP-A-316581 and JP-A-11-80872 disclose such an aluminum alloy. The following specifically describes the aluminum alloys described in each publication.

【０００３】
れている。
このＡｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金では、Ｍｇの含有量を少なくして鋳造割れや引け巣等の欠陥の発生を抑制して、鋳造性と伸びとを改善しているに過ぎない。このため、その実施例からも解るように、その合金は、引張強さが１９０ＭＰａにも満たず、強度的に十分ではない。なお、特開平９−３１６５８１号公報や特開平１１−８０８７２号公報に開示されたアルミニウム合金も、この合金と同様である。
発明の開示
本発明は、このような事情に鑑みて為されたものである。つまり、鋳造割れ、ミクロポロシティの発生等が少ない、鋳造性に優れた鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。特に、鋳放し状態でも、高強度で延性に優れた鋳物が得られる鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。さらに、鋳物の機械的特性等の経時変化が小さい鋳物用アルミニウム合金を提供することを目的とする。また、このアルミニウム合金を用いた鋳物の製造方法を提供することを目的とする。
そこで、本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、各種系統的実験を重ねた結果、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの組成割合を適切に管理することにより、鋳造性に優れ、また、鋳放し状態でも、高強度で高延性の鋳物が得られるアルミニウム合金を発見し、本発明を完成させるに至った。
（鋳物用アルミニウム合金）
すなわち、本発明の鋳物用アルミニウム合金は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３〜０．５％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜０．９％の鉄（Ｆｅ）と、０．１〜０．２％のチタン（Ｔｉ）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ことを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｍｎ−Ｆｅ合金）は、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅを適切な組成割合で含有したことにより、鋳造性が改善され、高強度、高延性を発現したものである。以下、現状考えられる理由と上述の組成に至った経緯について説明する。[0003]
Have been.
In this Al-Mg-Mn-Fe alloy, the content of Mg is reduced to suppress the occurrence of defects such as casting cracks and shrinkage cavities, and the castability and elongation are only improved. For this reason, as can be seen from the examples, the alloy has a tensile strength of less than 190 MPa and is not sufficient in strength. The aluminum alloy disclosed in JP-A-9-316581 and JP-A-11-80872 is the same as this alloy.
DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention has been made in view of such circumstances. In other words, it is an object of the present invention to provide an aluminum alloy for castings which is less likely to cause casting cracks and microporosity and has excellent castability. In particular, it is an object of the present invention to provide an aluminum alloy for casting which can obtain a casting having high strength and excellent ductility even in an as-cast state. Still another object of the present invention is to provide an aluminum alloy for casting which has a small change over time such as mechanical properties of the casting. Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a casting using the aluminum alloy.
Therefore, the present inventor has studied diligently to solve this problem, and as a result of repeating various systematic experiments, by appropriately controlling the composition ratio of Mg, Mn, and Fe, the castability is excellent, and as-cast Even in this state, the present inventors have found an aluminum alloy from which a casting with high strength and high ductility can be obtained, and have completed the present invention.
(Aluminum alloy for casting)
That is, when the whole aluminum alloy for castings of the present invention is 100% by mass, 4.0 to 6.0% of magnesium (Mg) and 0.3 to 0.5% of manganese (Mn) are used. , 0.5 to 0.9% of iron (Fe) and 0.1 to 0.2% of titanium (Ti), with the balance being aluminum (Al) and unavoidable impurities. .
The aluminum alloy (Al-Mg-Mn-Fe alloy) of the present invention has improved castability and expresses high strength and high ductility by containing Mg, Mn, and Fe at an appropriate composition ratio. . Hereinafter, the reason that can be considered at present and the circumstances that led to the above composition will be described.

【０００５】
ここで、デンドライトセル（樹枝状晶）のサイズは、長手方向に測定した場合の長さであり、１００個のセルを測定した値の平均値である。また、化合物の粒径は、長手方向（最大長）で評価したものであり、画像処理装置を用いて１０００倍に撮影した組織写真（視野面積７０×１００μｍ）１０視野について測定した値の平均値である。
このように、本発明のアルミニウム合金によれば、例えば、薄肉金型鋳物を製作する場合であっても、鋳造割れや引け巣等のポロシティをほとんど発生させることなく、十分な強度と優れた延性とをもつ鋳物を得ることができる。例えば、鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上で破断伸びが１３％以上であるアルミニウム合金が得られる。
さらに、上記組成範囲でＭｇ、Ｍｎによって固溶強化されたアルミニウム合金は、自然時効による硬さ変化をほとんど生じず、機械的性質の経時変化が小さいという利点をも有している。
（アルミニウム合金製鋳物の製造方法）
上述した本発明のアルミニウム合金からなる鋳物は、例えば、次の製造方法により得ることができる。
すなわち、本発明のアルミニウム合金製鋳物の製造方法は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと０．３〜０．５％のＭｎと０．５〜０．９％のＦｅと０．１〜０．２％のＴｉとを含み残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、該注入工程後に該アルミニウム合金の溶湯を冷却凝固させる凝固工程と、を備えることを特徴とする。
そして、前記凝固工程が、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固される工程であると、好適である。
これにより、前述した微細な初晶アルミニウムと化合物とが均一に分散したアルミニウム合金製鋳物が確実に得られるからである。その冷却速度を、５０℃／秒以上とすると、一層好ましい。
ところで、本発明でいう「アルミニウム合金」には、鋳造用素材としてのアルミニウム合金に限らず、鋳造後のアルミニウム合金製鋳物（製品）をも含む。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％の[0005]
Here, the size of the dendrite cells (dendrites) is the length measured in the longitudinal direction, and is the average value of the measured values of 100 cells. The particle size of the compound is evaluated in the longitudinal direction (maximum length), and is an average value of values measured in ten fields of view (structure area: 70 × 100 μm) taken at a magnification of 1000 using an image processing apparatus. It is.
Thus, according to the aluminum alloy of the present invention, for example, even in the case of producing a thin mold casting, it hardly generates porosity such as casting cracks or shrinkage cavities, and has sufficient strength and excellent ductility. And a casting having: For example, an as-cast aluminum alloy having a 0.2% proof stress of 130 MPa or more and a breaking elongation of 13% or more in an as-cast state where no heat treatment is performed after casting.
Furthermore, the aluminum alloy solid-solution strengthened with Mg and Mn in the above composition range has the advantage that the hardness hardly changes due to natural aging and the mechanical properties change with time is small.
(Method of manufacturing aluminum alloy castings)
The casting made of the aluminum alloy of the present invention described above can be obtained, for example, by the following manufacturing method.
That is, in the method for producing an aluminum alloy casting of the present invention, 4.0% to 6.0% Mg, 0.3% to 0.5% Mn, and 0.5% to 100% by mass. An injection step of injecting a molten metal of an aluminum alloy containing 0.9% of Fe and 0.1 to 0.2% of Ti and the balance consisting of Al and unavoidable impurities into a mold; And a solidifying step of cooling and solidifying the molten metal.
Preferably, the solidification step is a step of cooling and solidifying at a cooling rate of 20 ° C./sec or more.
This is because an aluminum alloy casting in which the fine primary crystal aluminum and the compound described above are uniformly dispersed can be reliably obtained. More preferably, the cooling rate is 50 ° C./sec or more.
The “aluminum alloy” in the present invention includes not only an aluminum alloy as a casting material but also an aluminum alloy casting (product) after casting.
That is, in the present invention, 4.0% to 6.0% when the whole is 100% by mass.

【０００６】
Ｍｇと、０．３〜０．５％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅと、０．１〜０．２％のＴｉとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物と把握しても良い。
また、本明細書中でいう「鋳造性」とは、溶湯の湯回り性や離型性等に限らず、鋳造割れや引け巣（ポロシティ）の発生率等をも含む概念である。
図面の簡単な説明
図１は、拘束長さを変更可能な鋳造割れ評価用金型を備えた縦型ダイカスト機を示す断面図である。
図２は、図１中のＡ−Ａ断面図である。
図３は、各試験片について、拘束長さと鋳造性との関係を示した棒グラフである。
図４は、鋳造割れ性とＦｅ量との関係を示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
Ａ．実施形態
次に、実施形態を挙げ、本発明をより詳しく説明する。
（１）合金組成
▲１▼Ｍｇ
Ｍｇは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して、アルミニウム合金の機械的強度（例えば、引張強さ）を向上させる元素である。また、Ｍｇは、アルミニウム合金の延性や鋳造性にも影響を及ぼす元素である。
Ｍｇが４．０％（質量百分率、以下同様）未満では機械的強度の向上が十分ではなく、特に、１３０ＭＰａ以上の耐力（０．２％耐力、以下同様）を確保することが難しい。また、Ｍｇが６．０％を超えると溶湯の酸化が著しい。また、Ｍｇ量の増加に応じて初晶として粗大晶出物が晶出し始めるＭｎ、Ｆｅの組成が低濃度側に移動するため、ＭｎやＦｅを上記組成範囲とした場合、Ｍｇ量が６％を超えると粗大化合物の晶出により延性が悪化してしまう。
従って、全体を１００質量％としたときに、Ｍｇは、４．０〜６．０％である[0006]
Contains Mg, 0.3 to 0.5% Mn, 0.5 to 0.9% Fe, and 0.1 to 0.2% Ti, with the balance being Al and unavoidable impurities. It may be regarded as a casting made of an aluminum alloy characterized by the above.
The term “castability” as used herein is a concept that includes not only the meltability and releasability of the molten metal but also the incidence of casting cracks and shrinkage porosity.
BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a cross-sectional view showing a vertical die casting machine provided with a casting crack evaluation mold capable of changing a constraint length.
FIG. 2 is a sectional view taken along the line AA in FIG.
FIG. 3 is a bar graph showing the relationship between constraint length and castability for each test piece.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the cast cracking property and the amount of Fe.
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Embodiment Next, the present invention will be described in more detail with reference to embodiments.
(1) Alloy composition (1) Mg
Mg is an element that forms a solid solution in an aluminum matrix and improves the mechanical strength (eg, tensile strength) of an aluminum alloy. Mg is an element that also affects the ductility and castability of the aluminum alloy.
If Mg is less than 4.0% (mass percentage, the same applies hereinafter), the mechanical strength is not sufficiently improved, and it is particularly difficult to secure a proof stress of 130 MPa or more (0.2% proof stress, the same applies hereinafter). Further, when Mg exceeds 6.0%, oxidation of the molten metal is remarkable. In addition, since the composition of Mn and Fe starts to crystallize as primary crystals in accordance with the increase in the amount of Mg, the composition of Mn and Fe moves to the low concentration side. If it exceeds 300, ductility will deteriorate due to crystallization of the coarse compound.
Therefore, when the whole is 100% by mass, Mg is 4.0 to 6.0%.

Claims

全体を１００質量％（質量百分率）としたときに、４．０〜６．０％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３〜０．６％のマンガン（Ｍｎ）と、０．５〜０．９％の鉄（Ｆｅ）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ことを特徴とするアルミニウム合金。When the whole is 100% by mass (mass percentage), 4.0 to 6.0% of magnesium (Mg), 0.3 to 0.6% of manganese (Mn), and 0.5 to 0. An aluminum alloy containing 9% of iron (Fe), with the balance being aluminum (Al) and unavoidable impurities.

さらに、全体を１００質量％としたときに、０．１〜０．７％のクロム（Ｃｒ）を含む請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to claim 1, further comprising 0.1 to 0.7% of chromium (Cr) when the whole is 100% by mass.

さらに、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．３％のチタン（Ｔｉ）を含む請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to claim 1, further comprising 0.01 to 0.3% of titanium (Ti) when the whole is 100% by mass.

さらに、全体を１００質量％としたときに、０．０１〜０．０５％のホウ素（Ｂ）を含む請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to claim 1, further comprising 0.01 to 0.05% of boron (B) when the whole is 100% by mass.

さらに、全体を１００質量％としたときに、０．００１〜０．０１％のベリリウム（Ｂｅ）を含む請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。2. The aluminum alloy according to claim 1, further comprising 0.001 to 0.01% beryllium (Be) when the whole is 100% by mass.

さらに、全体を１００質量％としたときに、０．０５〜０．３％のモリブデン（Ｍｏ）を含む請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to claim 1, further comprising 0.05 to 0.3% of molybdenum (Mo) when the whole is 100% by mass.

全体を１００質量％としたときに、前記不可避不純物は、ケイ素（Ｓｉ）が０．５％以下であり銅（Ｃｕ）が０．３％以下である請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。2. The aluminum alloy according to claim 1, wherein the unavoidable impurities are 0.5% or less of silicon (Si) and 0.3% or less of copper (Cu) when the whole is 100% by mass. .

前記Ｆｅは、０．５〜０．８質量％である請求の範囲第１項に記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to claim 1, wherein said Fe is 0.5 to 0.8% by mass.

デンドライトセルサイズが１０μｍ以下の初晶アルミニウムと粒径が５μｍ以下の化合物とを均一に分散してなる請求の範囲第１〜８項のいずれかに記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to any one of claims 1 to 8, wherein primary aluminum having a dendrite cell size of 10 µm or less and a compound having a particle size of 5 µm or less are uniformly dispersed.

鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、引張強さが２５０ＭＰａ以上である請求の範囲第１〜８項のいずれかに記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to any one of claims 1 to 8, wherein in an as-cast state where no heat treatment is performed after casting, the tensile strength is 250 MPa or more.

鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、０．２％耐力が１３０ＭＰａ以上である請求の範囲第１〜８項のいずれかに記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to any one of claims 1 to 8, wherein the 0.2% proof stress is 130 MPa or more in an as-cast state where heat treatment is not performed after casting.

鋳造後に熱処理を施さない鋳放し状態で、破断伸びが１３％以上である請求の範囲第１〜８項のいずれかに記載のアルミニウム合金。The aluminum alloy according to any one of claims 1 to 8, wherein the aluminum alloy has an elongation at break of 13% or more in an as-cast state where heat treatment is not performed after casting.

全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと、０．３〜０．６％のＭｎと、０．５〜０．９％のＦｅとを含み、残部がＡｌと不可避不純物とからなることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物。Assuming that the whole is 100% by mass, it contains 4.0 to 6.0% Mg, 0.3 to 0.6% Mn, and 0.5 to 0.9% Fe, and the balance is An aluminum alloy casting comprising Al and inevitable impurities.

全体を１００質量％としたときに、４．０〜６．０％のＭｇと０．３〜０．６％のＭｎと０．５〜０．９％のＦｅとを含み残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金の溶湯を鋳型に注入する注入工程と、
該注入工程後に該アルミニウム合金の溶湯を冷却凝固させる凝固工程と、
を備えることを特徴とするアルミニウム合金製鋳物の製造方法。Assuming that the whole is 100% by mass, 4.0 to 6.0% of Mg, 0.3 to 0.6% of Mn and 0.5 to 0.9% of Fe are contained, and the remainder is inevitable to Al. An injection step of injecting a molten aluminum alloy composed of impurities into a mold,
A solidification step of cooling and solidifying the molten aluminum alloy after the pouring step;
A method for producing an aluminum alloy casting, comprising:

前記凝固工程は、２０℃／秒以上の冷却速度で冷却凝固される工程である請求の範囲第１４項に記載のアルミニウム合金製鋳物の製造方法。The method for producing an aluminum alloy casting according to claim 14, wherein the solidification step is a step of cooling and solidifying at a cooling rate of 20 ° C / sec or more.