屈服强度优异的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金及包含它的铸 造构件 【技术领域】
本发明涉及屈服强度优异的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金、 以及包含它的铸造构件。背景技术 在轻型化、 复杂形状的加工容易性、 降低制造成本等方面有利的铝合金的铸造构 件被广泛用于各种部件中。尤其是就汽车等来说要求节能和改善油耗， 因而对于构成它的 铝合金铸造构件也希望进一步轻型化及高品质化。一般来说为了满足对车辆等的构成部 件所要求的机械的性质， 铸造用铝合金需要约 200MPa 以上的屈服强度及约 3％以上的伸长 率， 尤其是构成汽车的车体的部件等， 应当具有即使薄壁化也难以塑性变形的强度， 需要约 220MPa 以上的屈服强度。
已知对于铝合金等金属材料的屈服强度来说， 晶粒越小则越是提高。对晶粒尺寸 造成影响的因子之一是凝固速度， 如果提高凝固速度， 则晶粒变小， 屈服强度提高。为了出 于提高屈服强度的目的而增大凝固速度， 可以考虑采用将铸造构件薄壁化并且利用低压铸 造法或重力铸造法来高速地成形的压力铸造法。但是， 由于铸造品的形状及尺寸的不均一 化或铸造缺陷的产生等， 仅靠凝固速度的增加在实现屈服强度的提高方面是有极限的。
作为铸造用铝合金， 有 JIS ADC12 或 AC4B 等亚共晶 Al-Si 系铝合金。但是， ADC12 合金虽然铸造性优异， 然而未加工铸件状态下的屈服强度很低， 约为 150MPa。另外， AC4B 合 金为了确保约 200MPa 的屈服强度， 需要在铸造后实施热处理。然而， 如果进行热处理， 则会 因工序数或耗能的增加而使制造成本上升， 另外在薄壁且复杂或大型的铸件的情况下， 容 易产生变形或应变， 为了将其矫正就会有成本进一步上升的问题。
还已知有即使不进行热处理也具有高屈服强度的 JIS ACD14 之类的过共晶 Al-Si 系合金。该合金在未加工铸件时具有 250MPa 左右的屈服强度， 然而由于高 Si 含量， 因此容 易结晶出使延展性降低的又硬又脆的 Si 粒子， 伸长率非常低， 约为小于 1％， 可以使用的铸 造构件受到限制。 如果伸长率约为小于 1％， 则延展性不足， 即使是由落下造成的冲击， 也有 可能在铸造构件中产生龟裂或裂纹。
根据对于铸造用铝合金的高品质化的要求， 最近作为与 Al-Si 系铝合金不同的铝 合金， 开始使用 JIS ADC5、 ADC6 以及 AC7A 等 Al-Mg 系的铝合金。这些铝合金即使不进行 热处理也会显示出优异的延展性， 然而强度不足， 例如 ADC5 合金的屈服强度只不过为约 190MPa。 另外， Al-Mg 系铝合金与 Al-Si 系铝合金相比流动性差， 容易产生流动性缺陷， 另外 凝固收缩量大， 容易产生铸件内部的缩孔或铸件表面的铸造裂纹 ( 凝固裂纹 )， 如此等等， 铸造性差。换言之， Al-Mg 系铝合金不具有与用于弥补铸造性的成本增加相抵的屈服强度。
作为改善 Al-Mg 系铝合金的铸造性的尝试， 日本特开平 5-163546 号提出如下的压 铸用铝合金， 其含有 3.5 ～ 8.5 重量％的 Mg、 1.5 ～ 4.0 重量％的 Si、 0.3 ～ 1.0 重量％的 Fe 及 0.2 ～ 0.6 重量％的 Mn， 余部包含 Al 及不可避免的杂质。Mg 及 Si 协同地有助于强 度及铸造性， 防止铸造裂纹。日本特开平 5-163546 号记载， 该铝合金也可以作为杂质含有
Cr、 Cu、 Ti、 Zr 及 Zn。
但是， 在日本特开平 5-163546 号中虽然有铸造裂纹率、 热膨胀系数及拉伸强度的 记载， 然而没有涉及屈服强度及伸长率的记载。如果以作为代表性的机械的性质的拉伸强 度为参考进行推定， 则预计日本特开平 5-163546 号的 Al-Mg 系铝合金的屈服强度为 180MPa 左右， 不够充分。如此所述， 以往的铸造用 Al-Si 系或 Al-Mg 系的铝合金在未加工铸件时不 具有足够的伸长率及屈服强度。 发明内容
所以， 本发明的目的在于， 提供即使在未加工铸件状态下也具有足够的伸长率及 高屈服强度、 能够应对车辆等的轻型化的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金、 以及包含该铝合金的 铸造构件。
鉴于上述目的， 对具有各种组成的 Al-Mg-Si 系铝合金的压力铸造品的未加工铸 件状态下的机械的性质进行了研究， 其结果是， 本发明人等发现， 如果将 Mg、 Si 及 Mn 的含量 最佳化， 并且添加适量的 Cr 及 Cu， 就会在合金组织中共存 Cr 及 Cu， 提高 Al-Mg-Si 系铝合 金的屈服强度及伸长率， 从而形成了本发明。 即， 具有优异的屈服强度的本发明的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金的特征在于， 以质 量比计， 含有 4 ～ 6 ％的 Mg、 3.1 ～ 4.5 ％的 Si、 0.5 ～ 1 ％的 Mn、 0.1 ～ 0.3 ％的 Cr、 以及 0.1 ～ 0.4％的 Cu， 余量为 Al 及不可避免的杂质。
本发明的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金也可以还含有 0.05 ～ 0.3 质量％的 Ti。
本发明的铸造构件由上述 Al-Mg-Si 系铝合金构成。
本发明的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金由于即使在未加工铸件状态下也具有足够的 伸长率及高屈服强度， 因此包含它的铸造构件具有即使薄壁化也不会塑性变形的强度， 可 以应对轻型化。而且， 本发明的铸造构件不需要热处理， 因此可以低成本地制造。
具体实施方式
[1] 铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金
以下对本发明的 Al-Mg-Si 系铝合金进行详细说明。各合金元素的含量只要没有 特别指出， 就以质量％表示。
(1)Mg ： 4 ～ 6％
Mg 固溶于 Al-Mg-Si 系铝合金的基体中而使屈服强度提高。 另外与 Si 形成 Mg2Si， 特别是在 Mg 与 Si 的重量比为 0.92 ＜ Mg/Si ＜ 1.93 的组成时就会在晶界结晶出共晶 Mg2Si， 抑制铸造裂纹。如果 Mg 含量小于 4.0％， 则屈服强度的提高效果不足， 如果超过 6.0％， 则 与 Si 含量的平衡恶化， 铸造裂纹的抑制效果降低。所以， Mg 含量为 4 ～ 6％， 优选为 4.5 ～ 6％， 更优选为 5 ～ 6％。
(2)Si ： 3.1 ～ 4.5％
Si 固溶于铝合金的基体中而有助于提高屈服强度。 另外与 Mg 一起防止铸造裂纹。 如果 Si 小于 3.1％， 则无法充分地发挥屈服强度提高效果， 如果超过 4.5％， 则与 Mg 含量的 平衡恶化， 铸造裂纹防止效果降低， 并且导致延展性的明显的降低。所以， Si 含量为 3.1 ～ 4.5％， 优选为 3.5 ～ 4.3％。(3)Mn ： 0.5 ～ 1％
Mn 固溶于铝合金的基体中而使强度提高， 此外还通过结晶出块状的 Al-Mn 金属间 化合物来防止熔融金属粘附在模具上。如果 Mn 小于 0.5％， 则这些效果就很小， 如果超过 1％， 则会结晶出针状的 Al-Mn 金属间化合物， 延展性降低。所以， Mn 含量为 0.5 ～ 1％， 优 选为 0.7 ～ 0.9％。
(4)Cr ： 0.1 ～ 0.3％
Cr 固溶于基体中， 利用与 Cu 的共存不会阻碍延展性地提高屈服强度。如果 Cr 小 于 0.1％， 则该效果不足， 如果超过 0.3％， 则会结晶出粗大的 Al-Mn-Si-Cr 化合物而阻碍延 展性， 无法稳定地确保伸长率。所以， Cr 含量为 0.1 ～ 0.3％， 优选为 0.2 ～ 0.3％。
(5)Cu ： 0.1 ～ 0.4％
Cu 与 Cr 相同地固溶于基体中， 使屈服强度提高。另外， 利用 Cu 与 Cr 的共存， 与 单独添加 Cu 的情况相比， 屈服强度的提高效果更大。如果 Cu 小于 0.1％， 则该效果不足。 在 0.4％之前都会固溶于初晶中而提高屈服强度， 然而如果超过 0.4％， 则 Cu 在未加工铸件 时难以固溶于初晶中， 不仅无法期待屈服强度的提高， 而且耐腐蚀性降低。所以， Cu 含量为 0.1 ～ 0.4％， 优选为 0.2 ～ 0.35％。
如上所述， 本发明的铸造用铝合金通过含有 Cr 及 Cu 双方， 可以在未加工铸件状态 下也不导致伸长率的降低地大幅度提高屈服强度。虽然 Cr 及 Cu 都对基体进行固溶强化， 然而如果单独添加则无法期待相同程度的屈服强度的提高。在单独添加 Cr 的情况下， 剩余 的 Cr 作为粗大的 Al-Mn-Si-Cr 化合物在晶界中结晶， 不仅无助于铝合金的屈服强度提高， 而且还会明显地阻碍延展性。另外， 在单独添加 Cu 的情况下， 随着凝固在合金液相中 Cu 发 生富集及偏析， 在初晶的晶界中形成 Cu 富集部， 无助于屈服强度的提高。但是， 详细观察了 添加有 Cr 及 Cu 双方的合金的凝固组织， 结果确认， Cr 及 Cu 双方在相同的部位与 Al、 Si 及 Mg 共存， 不仅由 Cr 引起的 Al-Mn-Si-Cr 化合物相对地减少， 而且由 Cu 引起的初晶晶界的 Cu 富集部的比例也减少。虽然其理由尚不清楚， 然而根据 Cr 及 Cu 的存在形态可以推测， 因 Cr 及 Cu 双方不使阻碍伸长率的含有 Cr 的金属间化合物或 Cu 的偏析增加地共存在初晶 中， 从而有效地提高了屈服强度。Cr 及 Cu 的合计量 (Cr+Cu) 优选为 0.2 ～ 0.7％， 更优选 为 0.3 ～ 0.65％， 最优选为 0.4 ～ 0.6％。
(6)Ti ： 0.05 ～ 0.3％
Ti 不仅使晶粒微细化而提高铝合金的强度及延展性， 而且还具有克服合金熔融 金属凝固收缩时产生的应力而防止铸造裂纹的作用。为了有效地发挥这些作用， 优选含有 0.05％以上的 Ti。由于在高纯度 Al 粗锭中作为不可避免的杂质含有的 Ti 小于 0.05％， 因此在将高纯度 Al 粗锭用于原料的情况下， 为了获得上述效果需要主动添加 Ti。但是， 在 将展伸材的 5000 系合金、 ADC12 合金等铝合金废料、 低纯度 Al 粗锭等作为原料的情况下， Ti 通常来说作为不可避免的杂质混入 0.05％以上。但是， 如果 Ti 超过 0.3％， 则会结晶出 Al-Ti 金属间化合物， 铝合金的延展性反而降低。 所以， 在添加 Ti 的情况下， Ti 设为 0.05 ～ 0.3％， 优选设为 0.1 ～ 0.2％。 当然， 即使在不主动添加 Ti 的情况下， 也可以将少于上述下 限的量的 Ti 作为杂质含有。
[2] 铸造构件
本发明的铸造构件可以利用重力铸造法、 低压铸造法、 高压铸造法等模具铸造法来制造。 其中， 如果使用作为高压铸造法之一的压力铸造法， 则可以利用骤冷凝固获得晶粒 微细且致密的铸造组织， 并且由于压缩应力作用于铸件表面， 因此可以获得提高了强度及 延展性的铸造构件。由于可以利用压力铸造法将熔融金属可靠地填充到薄壁部位， 因此能 够以高材料利用率获得尺寸精度优良、 铸件表面洁净的铸造构件， 并且可以缩短生产周期。 此外， 如果使用真空压力铸造法， 则可以抑制由空气或气体的卷入造成的空孔的产生， 另外 由于熔融金属的流动顺畅， 因此可以减少冷疤等流动性缺陷。真空压力铸造法适于获得具 有优异的机械性质、 特别是具有高屈服强度的铸造构件。
本发明的包含 Al-Mg-Si 系铝合金的铸造构件即使在铸造后不实施热处理也具有 大的伸长率及高屈服强度。例如本发明的 Al-Mg-Si 系铝合金的压力铸造构件在未加工铸 件时具有 7μm 的平均 DAS( 枝晶间距 )、 3％以上的伸长率、 以及 220MPa 以上的屈服强度。 这里的平均 DAS 是表示晶体粒径的参数。在要求更高强度及延展性的情况下， 也可以在铸 造后实施溶体化处理、 老化处理等热处理。
像这样在确保良好的伸长率的同时具有优异的屈服强度的本发明的铸造构件适 于需要高机械性质的车辆等的构成铸造部件， 例如适用于汽车或摩托车的底盘构件、 动力 总成构件等 ( 空间框架、 方向盘的心轴、 座椅框架、 悬挂构件、 发动机组、 气缸盖罩、 传动链 室、 变速器体、 集油盘、 带轮、 变速杆、 仪表板、 进气用稳压箱、 踏板支架等 ) 中。 利用下面的实施例对本发明进行更详细的说明， 然而本发明并不限定于它们。
实施例 1 ～ 22、 以及比较例 1 ～ 41
表 1-1 及表 1-2 表示实施例 1 ～ 22 及比较例 1 ～ 41 的铝合金的组成 ( 表中所示 的合金元素以外实质上是 Al 及不可避免的杂质 )、 及其压力铸造品的机械的性质。比较例 29 ～ 31 是相当于 ADC12 的合金。
为了除组成以外还调查平均 DAS 对机械性质的影响， 由实施例及比较例的各合金 利用下述的方法制作出三种铸造品 A ～ C。
(A) 铸造品 A
由 实 施 例 1 ～ 9、 12 ～ 22、 以 及 比 较 例 1 ～ 21、 28、 29、 32 ～ 34、 37、 40 及 41 的 Al-Mg-Si 系铝合金， 利用以下的方法制作出具有均匀的壁厚的截面为ュ字形的铸造品 A( 宽 25mm、 长 80mm、 高 20mm、 并且壁厚 3mm)。首先， 作为各合金用的原料将工业用的纯 Al、 纯 Mg、 纯 Si 以及必需的金属元素以表 1-1 及表 1-2 中所示的比例装入石墨制坩埚， 在大气 中以 750 ～ 770 ℃熔化， 对所得的熔融金属进行借助氩气鼓泡的脱气处理， 除去夹杂物及 氢。使用合模压力为 350 吨、 并且冲头直径为 60mm 的压力铸造机， 以 150 ～ 300℃的模具温 度、 700 ～ 740℃的供液温度、 以及 2 ～ 3m/s 的注射速度， 对各合金熔融金属进行压力铸造。 对所得的各铸造品 A 进行空气冷却， 直接以未加工铸件的状态用于机械性质的测定。
(B) 铸造品 B
由实施例 10、 以及比较例 22 ～ 24、 30、 35 及 38 的 Al-Mg-Si 系铝合金， 在与铸造品 A 相同的条件下制造出平板形状的铸造品 B( 宽 100mm、 长 200mm、 并且壁厚 3mm)。
(C) 铸造品 C
由实施例 11、 以及比较例 25 ～ 27、 31、 36 及 39 的 Al-Mg-Si 系铝合金， 在与铸造品 A 相同的条件下制造出平板形状的铸造品 C( 宽 100mm、 长 200mm、 并且壁厚 2mm)。
从各铸造品 ( 未进行热处理 ) 中切出两面为未加工铸件面的宽 4mm 的拉伸试验
片， 依照 JIS-Z2241 在常温下进行拉伸试验， 测定出 0.2％屈服强度及断裂伸长率。另外在 拉伸试验中断裂了的试验片当中没有塑性变形的部位， 以 “枝晶间距测定步骤” (“轻金属” 第 38 卷、 54 ～ 60 页、 1988 年 ) 中记载的交线法求出组织中的初晶 α 相的平均 DAS。具体 来说， 在光学显微镜照片 (400 倍 ) 的 3 个任意的视野中分别引出与初晶 α 相交叉的 10 条 直线， 根据各直线的长度及其所交叉的枝晶的个数， 利用下式求出各视野中的 DAS， 针对 3 个视野将其加以平均。
DAS ＝ [L1/(n1-1)+L2/(n2-1)+… L10/(n10-1)]/10
( 其中， L1、 L2、… L10 表示各直线的长度， n1、 n2… n10 表示各直线所交叉的枝晶的 个数。)
表 1-1 中表示出实施例 1 ～ 22 的试验结果， 表 1-2 中表示出比较例 1 ～ 41 的试 验结果。
表 1-1
表 1-2
注： (1) 余部为 Al 及不可避免的杂质。
(2)Mg 及 Mn 一栏中的 “-” 是指作为不可避免的杂质的含量小于 0.3 质量％。
(3)Cr 及 Cu 一栏中的 “-” 是指作为不可避免的杂质的含量小于 0.03 质量％。
(4)Ti 一栏中的 “-” 是指作为不可避免的杂质的含量小于 0.05 质量％。
铸造品 A 的评价
从表 1-1 中可以清楚地看到， 实施例 1 ～ 9 及实施例 12 ～ 22 都具有 220MPa 以上 的屈服强度及 3％以上的伸长率。另一方面， Mg 含量小于 4.0％的比较例 1 及 2 的屈服强度 小于 220MPa。特别是 Mg 含量为杂质水平 ( 小于 0.3 质量％ ) 的比较例 29( 相当于 ADC12) 的屈服强度低至 139MPa。另外， 至少 1 种合金元素的含量小于本发明的下限的比较例 5、 6、 9、 11、 13、 32、 40 及 41 的屈服强度也小于 220MPa。此外至少 1 种合金元素的含量超过本发 明的上限的比较例 3、 4、 7、 8、 10、 12、 14 及 28 虽然具有 220MPa 以上的屈服强度， 然而仅具有 小于 3％的伸长率。
Mg、 Si 及 Mn 的含量为本发明的范围的上限附近的比较例当中， 不含有 Cu 的比较 例 15 及 16、 以及不含有 Cr 的比较例 17 及 18 都仅具有小于 220MPa 的屈服强度。另外， Mg、 Si 及 Mn 的含量为本发明的范围的中央值附近的比较例 19 ～ 21 当中， Cr 及 Cu 都不含有 的比较例 19 的屈服强度为 176MPa， 而仅将 Cr 添加到上限附近的比较例 20 的屈服强度为 197MPa， 与比较例 19 相比高 21MPa。另外， 仅将 Cu 添加到上限附近的比较例 21 的屈服强度 为 195MPa， 与比较例 19 相比高 19MPa。
实施例 5、 6 及 7 的屈服强度分别为 227MPa、 224MPa 以及 267MPa， 与比较例 19 的屈 服强度相比分别高 51MPa、 48MPa 以及 91MPa。由 Cr 或 Cu 的单独添加造成的屈服强度提高 约为 20MPa， 实施例 5、 6 及 7 中的屈服强度提高大到其 2 倍以上。根据以上的结果可知， 同 时含有 Cr 及 Cu 双方的本发明的铝合金与不含有 Cr 及 Cu 的一方的比较例的铝合金相比， 具有相当大的屈服强度。
如果着眼于 Mg、 Si 及 Mn 的含量为本发明的范围的中央附近、 仅含有杂质水平 ( 小 于 0.05 质量％ ) 的 Ti 的实施例 5、 和含有 Ti 的实施例 12 ～ 16 及比较例 28， 则含有 Ti 的 实施例 12 ～ 16 与不含有 Ti 的实施例 5 相比， 平均 DAS 值都更小， 屈服强度及伸长率都提 高。另外， 超过本发明的上限地含有 Ti 的比较例 28 虽然具有 220MPa 以上的屈服强度， 然 而伸长率为 2.8％， 小于 3％。
铸造品 A、 B 及 C 的评价
具有大致相同组成的实施例 5、 10 及 11 的铸造品 A、 B 及 C 的平均 DAS 值不同， 分 别为约 7μm、 约 5μm 及约 4μm。这是因为， 凝固时的冷却速度因铸造品的形状的差别而不 同， 使得初晶枝晶的大小不同。一般来说已知， 初晶枝晶越小， 则铝合金的屈服强度就越是 提高。 在本发明中， 初晶枝晶最小的铸造品 C 的屈服强度为 317MPa， 初晶枝晶第二小的铸造 品 B 的屈服强度为 268MPa。
同样地具有大致相同组成的比较例 19、 22、 25 当中， 铸造品 A( 比较例 19) 的屈服 强度低至 176MPa， 而铸造品 C( 比较例 25) 的屈服强度为 257MPa， 伸长率为 5.2％。像这样 以易于冷却的铸造品的形状生成细小的初晶枝晶， 可以获得高屈服强度及伸长率， 而在难 以提高冷却速度的形状及尺寸的铸造品中无法稳定地获得高屈服强度及伸长率。
根据以上可知， (a) 通过将 Mg、 Si 及 Mn 的含量最佳化， 并且同时含有适量的 Cr 及Cu， 可以得到在确保伸长率的同时具有高屈服强度的铸造用 Al-Mg-Si 系铝合金， (b) 通过 再添加适量 Ti， 可以进一步提高屈服强度及伸长率， 以及 (c) 即使是难以生成小的初晶枝 晶的形状及尺寸的铸造构件， 也可以通过添加 Cr 及 Cu 双方来提高屈服强度。10