CN108779521B - 低压铸造用铝合金 - Google Patents

Abstract

本发明是由Al－Si－Cu－Mg合金构成的低压铸造用铝合金，包含Si：8.0～12.6质量％、Cu：1.0～2.5质量％、Mg：0.3～0.8质量％、Ti：0.2质量％以下；还包含P：X质量％、Na：Y质量％、Sr：Z质量％，剩余部分由Al以及不可避免杂质构成；P含量、Na含量以及Sr含量满足如下的所有关系：0.45Y+0.24Z+0.003≤X≤0.45Y+0.24Z+0.01、0≤Y≤0.01、0≤Z≤0.0。本发明通过规定P含量以确保铸件的表面平滑性。由此，即使在使用含有Na等的共晶组织改进剂的熔液制造铸件时，也能抑制表面偏析层。

Description

低压铸造用铝合金

技术领域

本发明涉及低压铸造用铝合金及其制品。详细涉及适用于使制得的铝合金铸件的表面的平滑性良好的亚共晶Al-Si类铝合金。

背景技术

Al－Si类合金因其流动性良好和转印性良好，所以能用作重力铸造、低压铸造、模铸等铸件用合金。特别是Al－Si－Cu－Mg类合金因其强度高，所以能用于发动机部件等。

在前述那样的Al－Si类合金的铸造产品中，对其表面的平滑性有要求。Al－Si类合金铸件的表层组织具有表面偏析层，而该表面偏析层会对铸造产品表面的平滑性产生影响。Al－Si类合金的铸造产品中所产生的表面偏析与由连续铸造中的慢冷却区域的共晶熔解所引起的表面偏析不同，即Al－Si类合金铸件中的表面偏析是指在凝固过程中的α－Al以及共晶相一定程度结晶析出的亚固相区域中，残留的浓液相流入铸件表面的空隙的现象。于是，根据凝固的进行状态，会产生局部不形成表面偏析层的情况。此时，在不形成表面偏析层的部位会产生从表面向内部延续的缩孔，而使平滑性变差。因为前述原因，为确保铸件的表面平滑性，就需要使表面偏析层稳定地生成于铸件的全部表面的方法、或者不生成表面偏析层的方法的任何一种方法。表层是指只要形成形状的表面附近正常，铝合金就该被填充的部位，而表面是指与大气接触的面。

此处，作为对Al－Si类合金铸件的表层组织产生影响的因素之一，列举有P(磷)。通常通过将Al－Si母合金与铝基体金属组合并将其熔解，以使Al－Si类合金制成具有所希望成分的合金。于是，在作为原料的Al－Si母合金制造所需的原料Si中以0.001～0.01质量％左右的偏差混入P。由此，Al－Si类合金的P的含量随着掺合所用的Al－Si母合金的P的含量而变化。例如，在作为亚共晶Al－Si类合金的Al－10％Si合金中，以0.0005～0.0015质量％左右范围存在P。

作为P对亚共晶Al－Si类合金铸件所产生的影响之一，列举有共晶相的细胞数量的增加。该共晶相的细胞数量的增加是由于超过亚共晶Al－Si类合金中的固溶度极限而存在的P作为成为共晶Si的核的AlP结晶析出而产生。于是，如果共晶细胞数量增加，则会阻塞亚固相区域中的液相的流路，从而降低了熔液补给性。由此，表层中易局部产生从表面向内部延续的缩孔。亚共晶Al－Si类合金中的P的固溶度极限是0.0002～0.0003质量％。

作为P对亚共晶Al－Si类合金铸件所产生的其他的影响，还有与作为共晶组织改进剂的Na或者Sr反应的问题。在亚共晶Al－Si类合金铸件的制造中，为了使共晶Si相微细化，通常要添加作为共晶组织改进剂的Na或者Sr。而亚共晶Al－Si类合金铸件中的P与作为该共晶组织改进剂的Na或Sr反应，生成Na₃P或者Sr₃P₂的化合物。其结果是，Na或Sr被消耗掉，没有发挥它们的作为共晶组织改进剂的效果。

再者，在包含作为共晶组织改进剂的Na、Sr的亚共晶Al－Si类合金铸件中，存在Na、Sr的作为共晶组织改进剂的效果失效的问题，同时还存在前述的由AlP生成所导致的共晶细胞数量的增加的问题。该问题会产生P以超出与Na、Sr反应的量的量混入亚共晶Al－Si类合金中的情况。即，该情况下，没有用于与Na、Sr的化合物(Na₃P或者Sr₃P₂)生成的P与Al结合，生成AlP，使共晶细胞数量增加。由此，共晶细胞数量增加，使熔液补给性降低，根据成形模具的形状，在铸件的表层局部不形成表面偏析层，诱发延续至表面的缩孔。如前述那样，因为在Al－10％Si合金中混入0.0005～0.0015质量％左右的P，所以存在形成前述状况的可能性。

因此，在亚共晶Al－Si类合金铸件中，很难避免P与作为共晶组织改进剂的Na或Sr的反应的问题，这是因为在亚共晶Al－Si类合金铸件的熔液中包含共晶组织改进剂的情况较多。而这要根据Al－Si类合金铸件的制造现场所要制造多品种合金时操作上的情况而定。在Al－Si类合金铸件的制造现场，会预先制备添加了共晶组织改进剂的通常的剩余熔液以及以展开碎片作为基底的熔液，于是，通过适当调节使用这些金属就能提高制造多品种的合金的可能性。在这样的情况下，例如可使用以0.001％以上包含Na，以0.005％以上包含Sr的熔液。另外也可用利用含有共晶组织改进剂的铝合金碎片而制成的熔液。

如上所述，Al－Si类合金所含的P会成为由AlP的生成所引起的共晶细胞数量的增加、以及与作为共晶组织改进剂的Na或Sr反应的因素来对合金铸件的表面组织产生影响。作为针对这样的Al－Si类合金所含的P的对策，会考虑将P从合金熔液中除去的方法。此处，作为将P从熔液中除去的方法，例如专利文献1所提及的使用氟化钙的脱磷的方法，以及专利文献2所提及的使用氯气的脱磷的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利特开2016－098433号公报

专利文献2：日本专利特开2002－080920号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

前述的有关专利文献1和2中的将P含量降低的提案都是想从根本上消除P所造成的影响的提案，但是要将P从铝合金消除是件不容易的事情。

铝合金所含的P含量会根据制造时所用的铝基体金属或者Al－Si母合金的不同而变动，因此要稳定获得由前述专利文献记载的方法降低P含量的效果是较困难的，特别在作为本发明的对象的亚共晶Al－Si类合金中，合金所含的微量P都会对最终产品产生多种影响。另外，对调整了化学成分的合金熔液进行脱磷处理的方案会增加工序数量，从铸件制造效果的观点看，很难说是合适的方案。

针对铝合金中的P的问题，也考虑过前述利用P与作为共晶组织改进剂的Na或Sr进行反应的对策。即，不是从Al－Si类合金除去P，而是通过使P与Na或Sr反应，以使成为AlP的原料的P消除的方案。于是也考虑过为了补充由P所抵消的Na或Sr而过多添加Na或Sr的对策。但是，如果过多添加Na或Sr，熔液的流动性则会下降。为此，局部的表面偏析层的缺陷所引起的缩孔的根本产生原因还存在。另外，P与Na或Sr的反应物(Na₃P或Sr₃P₂)是杂质，所以如果多量生成该杂质，会对合金铸件的机械性能产生影响。使用作为共晶组织改进剂的Na或Sr的对策也存在局限性。

因此，亚共晶Al－Si类合金铸件中，如上所述那样的有关由合金成分所造成的表面偏析的问题会成为由低压铸造而制得的铸件中特别常见的多种不良情况发生的原因。在低压铸造中，多数铸模的材质与激冷板的材质不同。例如，在低压铸造中，对于石膏铸模，多数使用铁制或者铜制的激冷板。在这样铸模的材质与激冷板的材质不同的情况下，在热传导系数低的石膏铸壁侧的表层容易产生表面偏析，由此发生前述问题。

本发明是鉴于前述问题而完成的发明，并提供一种能使铸件的表面的平滑性良好的亚共晶Al－Si类合金。具体提供一种无论是否添加作为共晶组织改进剂的Na或Sr，都可通过抑制铸件全部表面的表面偏析层的产生，以形成平滑的表面的合金以及由该合金构成的铸造产品。

解决技术问题所采用的技术方案

如上所述，作为以往的针对亚共晶Al－Si类合金中的P的对策方法，存在有除去P的方法、或者利用作为共晶组织改进剂的Na或Sr的方法。这些对策方法的任一方法都是抑制成为共晶细胞的主要原因的AlP的生成的方法。但是在这些以往的技术中，存在有难以除去P的问题、或者即使抑制AlP的生成，但存在由过量的Na、Sr所引起的熔液的流动性下降的问题。

此处，本发明的根本课题是确保亚共晶Al－Si类合金铸件的表面的平滑性。即，只要能确保铸件表面的平滑性，即使是除作为以往对策方法的抑制AlP生成以外的其他方法也能解决本发明的课题。因此，发明人进行了深入研究得到：可调整不可避免地混入亚共晶Al－Si类合金中的P的含量。于是发明人想到：根据需要有意图地以非常规混入量在亚共晶Al－Si类合金中含有P。

如上所述，固溶度极限以上存在于亚共晶Al－Si类合金中的P会生成AlP，该AlP作为共晶Si相的核起作用。由于AlP的生成会增加共晶细胞数量，而使熔液补给性下降，形成延续到表面的缩孔。发明人发现：共晶细胞所引起的这样的不好作用不以其数量多来决定，而是以共晶细胞粗大分散的情况来决定。于是发明人根据该发现，考虑作为共晶组织改进剂的Na或Sr的含量，并将亚共晶Al－Si类合金中的P的含量设为规定量以上。

与以往技术相反，发明人的对策是增加P的含量。这样的与以往技术相反的主意根据如下发现而得。即，发明人考虑了通过增加亚共晶Al－Si类合金中的P，来充分增加共晶细胞数量，使达到流动界限固相率(日文：流動限界固相率)的时间缩短。于是发明人考察到：通过使达到流动界限固相率的时间缩短，在表层较早生成铸件的凝固壳而不产生表面偏析，以获得平滑的表面。

在以上见解的基础上，针对规定组成的亚共晶Al－Si类合金，发明人一边考虑作为共晶组织改进剂的Na或Sr的含量，一边探讨适当的P的含量，从而完成了本发明。

本发明是由Al－Si－Cu－Mg合金构成的低压铸造用铝合金，其包含Si：8.0～12.6质量％、Cu：1.0～2.5质量％、Mg：0.3～0.8质量％、Ti：0.2质量％以下；还包含P：X质量％、Na：Y质量％、Sr：Z质量％，剩余部分由Al以及不可避免杂质构成；P含量、Na含量以及Sr含量满足如下的所有关系：0.45Y+0.24Z+0.003≤X≤0.45Y+0.24Z+0.01、0≤Y≤0.01、0≤Z≤0.03。

发明的效果

通过本发明能提供一种低压铸造用铝合金，它是能制造表面的平滑性优异的铝合金铸件的亚共晶Al－Si类合金。该亚共晶Al－Si类合金能形成机械性能优异、铸件全部表面无表面缩孔的铝合金铸件。

附图说明

图1是显示本实施例所用的石膏铸模的形状以及所制得的铝合金铸件的外观形状的图。

具体实施方式

如上所述，本发明的低压铸造用铝合金包含Si：8.0～12.6质量％、Cu：1.0～2.5质量％、Mg：0.3～0.8质量％、Ti：0.2质量％以下；还包含P：X质量％、Na：Y质量％、Sr：Z质量％，剩余部分由Al以及不可避免杂质构成；P、Na、Sr的含量(X、Y、Z)满足如下所有的关系：0.45Y+0.24Z+0.003≤X≤0.45Y+0.24Z+0.01、0≤Y≤0.01、0≤Z≤0.03。以下就本发明的实施方式进行说明。本发明不限于以下的实施方式，在不脱离本发明的宗旨的范围内能以各种各样的形态进行实施。通过以下的说明对本发明的铝合金的化学成分进行说明，并且对由该铝合金制得的合金铸件及其制造方法进行说明。

＜化学成分＞

首先，结合限定理由对本发明的低压铸造用铝合金的各合金成分的内容和含量进行说明。

Si：

Si含量为8.0～12.6质量％。如果Si低于8.0质量％，则流动性下降，发生熔液浇铸不满。另一方面，如果超过12.6质量％，形成过共晶组成，粗大的Si粒子多量结晶，因此其强度下降，所以不理想。Si含量更好的范围是8.6～9.4质量％。

Cu：

Cu含量为1.0～2.5质量％。Cu在老化过程中析出AlCu₂而提高了基质的强度。如果在1.0质量％以下，其效果小；如果在2.5质量％以上，可使Al－Cu－Mg类、Cu－Mg类的金属间化合物结晶而使强度下降。Cu含量的更好范围是1.5～2.0质量％。

Mg：

Mg含量为0.3～0.8质量％。Mg在老化过程中作为Mg₂Si析出，提高了基质的强度。若Mg含量不到0.3质量％，老化处理所析出的Mg₂Si的量少，对提升强度的影响变小。相反，超过0.8质量％的Mg含量会在熔液保持时以及铸造时多量产生Mg类的氧化物，使伸长率和疲劳强度下降。

Ti：

Ti含量超过0质量％且在0.2质量％以下。Ti用于晶粒微细化。Ti含量如果超过0.2质量％，铸造时TiAl₃化合物则粗大形成，成品的强度下降。

在本发明中，不单含有Ti，还作为Ti－B含有B，由此可获得晶粒细化效果。在含有Ti－B的情况下，Ti、B的较好范围分别是0.1～0.2质量％以及0.003～0.005质量％。Ti、B含量如果为这些范围的下限，即Ti、B含量分别不到0.1质量％和不到0.003质量％，晶粒微细化能力则不够。另外，在Ti、B含量分别超过0.2质量％和超过0.005质量％的情况下，不仅不能获得更好的晶粒微细化效果，还会形成粗大化合物，造成强度下降。

P：

如到此为止所述那样，本发明通过将P的含量规定在适当范围内，就能确保铸件的表面平滑性。P与Al反应生成AlP，这会成为Si粒形成的核，诱发共晶Si相。此处，发明人在规定本发明中的P的含量之际，将P含量设为0.003～0.01质量％以作为生成对诱发共晶Si相有效的AlP所用的基准。

对于作为该基准值的0.003～0.01质量％的P含量的范围进行说明。首先，P相对于铝合金的固溶度极限为0.0003质量％。因此，0.0003质量％以下的P其全部固溶于铝中，对共晶Si相的诱发不产生影响，不能实现本发明的效果。另外，即使在P的含量超过0.0003质量％但不到0.003质量％的情况下，虽能生成AlP，但是其核的数量少，且分散状态也不好。在该情况下，少量的AlP以粗大分散状态分散，所以共晶细胞的数量达到了对熔液补给性起恶劣影响的程度，形成表面偏析层，诱发局部的缩孔。

发明人为了充分增加AlP的有效核数量，就需要0.003质量％以上的P。在该情况下，能生成足够的AlP，随之增加共晶细胞数量。于是，因能缩短达到亚固相状态的时间，在表层较早生成凝固壳，所以不产生表面偏析，而获得平滑的表面。但是，0.003质量％以上的P的前述效果即使超过0.01质量％也没有变化，由此，发明人将P的量规定到0.003质量％以上且0.01质量％以下的范围以作为生成对确保铸件的表面平滑性有效的AlP所用的P含量的基准。

于是，在本发明中，考虑作为共晶组织改进剂的Na或Sr的含量，设定适当的P含量。作为共晶组织改进剂的含在Al－Si类合金中的Na或Sr不是在合金制造工序中常被故意添加的元素。还存在经由原料而将Na或Sr混入Al－Si类合金中的可能性。为此，特别在制造多品种的Al－Si类合金铸件的情况下，在合金中含有Na或Sr的情况较多。本发明中，与有无故意添加Na或Sr无关，而考虑合金所含的Na和Sr的含量以设定P含量。

如上所述，Na和Sr与P反应，形成化合物(Na₃P或者Sr₃P₂等)。因此在本发明的铝合金中，必须以达到前述P含量的基准的范围(0.003质量％以上且0.01质量％以下)的方式来设定与Na或Sr反应后的P含量。

即，在使Na的含量为Y质量％以及使Sr的含量为Z质量％时，本发明的铝合金的P的含量(X质量％)为0.45Y+0.24Z+0.003≤X≤0.45Y+0.24Z+0.01。在该关系式中，作为Na量(Y)的系数的0.45以及作为Sr量(Z)的系数的0.24的任一数值都是从与P反应所生成的化合物的Na₃P、Sr₃P₂的化学计量比所算出的值。于是，在前述关系式中，根据Na量(Y)以及Sr量(Z)所算出的P量(0.45Y+0.24Z)表示与这些共晶组织改进剂的反应所产生的P的抵消部分。

扣除因与共晶组织改进剂的反应所产生的抵消部分时的P若不到0.003质量％，则AlP粗大分散，形成能够对熔液补给性产生不利影响的共晶细胞数量。由此形成表面偏析层而诱发局部的缩孔。另一方面，扣除因与共晶组织改进剂的化学反应所产生的抵消部分时的P在0.003质量％以上，充分增加AlP的有效核的数量，随之增加共晶细胞数量。其结果是：通过缩短到达亚固相状态的时间，在表层较早生成凝固壳，而不产生缩孔，所以能获得平滑的表面。然后，扣除抵消部分时的P的含量的上限为0.01质量％，即使超过该上限，也不会改变P的效果。上述关系式表示这样的技术含义。

另外，如后述那样，Na量(Y)的上限值为0.01质量％，Sr量(Z)的上限值是0.03质量％。考虑该点后就要求在本发明中，除了满足前述关系式以外，还要满足Y≤0.01、Z≤0.03的关系的全部。

以此方式，本发明的特征在于：根据有无添加作为共晶组织改进剂的Na或Sr以及它们的含量来调整P含量。如前所述，在Al－Si类合金中通常通过将Al－Si母合金与铝基体金属组合并将其熔解，就能获得调整为所希望成分的合金。针对P的含量，在铝基体金属与Al－Si母合金的组合熔解中会出现P不足的可能性，为此，较好在合金的熔解时适当添加P(例如以Cu－P母合金的形态添加)以调整P含量。

改进剂(Na、Sr)：

在本发明中，作为共晶组织改进剂的Na和Sr为任意的构成元素。因此，Na和Sr的含量的至少任一含量可为0质量％。但也可至少含有Na和Sr的任一元素。当至少含有Na和Sr的任一元素时，它们的含量较好是：Na在0.01质量％以下，Sr在0.03质量％以下。这些含量是亚共晶Al－Si合金中的通常添加量，在本发明中也可采用该范围。虽然Na、Sr与P反应，形成Na₃P和Sr₃P₂，但是这些化合物作为杂质残存于熔液中。在本发明中因包含较多的P，所以设想若大幅度变化Na、Sr的含量，会出现杂质增多的可能性。若该杂质增多，则会导致疲劳强度下降等的机械性能的下降。另外，如上所述，Na、Sr的过多添加也会成为熔液流动性下降的原因，因此，作为常规使用上限的Na：0.01％、Sr：0.03％也适用于本发明。向合金添加Na和Sr可利用包含改进剂的熔液，特别是可使用在制造现场所实施的包含改进剂的铝合金碎片。但是，如前所述，作为共晶组织改进剂的Na和Sr的添加是任意的。

其他的元素：

虽然前述元素以外的元素基本上可以是Al和不可避免的杂质，但通常添加到铝合金的除前述元素以外的元素也可在不对特性产生较大影响的范围内存在。

＜铝合金铸件的表面品质＞

以上说明的本发明的铝合金适用于以低压铸造法制造铝合金铸件的情形。该铸件品较多在铸造后不进行表面处理或者表面切削而直接使用。为此，该铝合金铸件因在其表面不存在深度20μm以上的缩孔缺陷，所以较为理想。具体而言，表面上的深度在20μm以上的缩孔的每100mm²的面积率较好为1％以下。这是因为在铸件的表面上若存在超过20μm的向内部延续的缩孔的情况，则出现以该缺陷作为起点进行龟裂扩展破坏的可能性高。

＜铝合金铸件的制造方法＞

本发明所得的铝合金在熔解、形成所希望的化学成分的熔液后，被流入铸模以形成所希望的形状，制得铝合金铸件。

将流入模具的熔液从设置于铸模的上部的激冷板部向熔液口方向冷却。此时，对熔液施加超过0且在1大气压以下的压力。此后，对该成品实施固溶化处理，淬火后，实施人工老化处理以获得强度。

实施例

以下，一边将本发明的实施例与比较例对比，一边进行说明，验证本发明的效果。这些实施例是显示本发明的一实施方式的例子，本发明不受这些实施例的限定。

本实施例中制造了调整为表1所示化学成分的铝合金熔液，然后利用铝合金熔液低压铸造法将750℃的熔液流入200℃的石膏模具中，使用200℃的铁制激冷板，使其凝固，制得铝合金铸件。将此时的石膏铸模的形状以及制得的铝合金铸件的外观形状显示在图1中。然后，用以下的方法对制得的铝合金铸件进行表面组织、机械特性的评价。

[表1]

＜表面组织的评价＞

首先，对铸件表面的表面缺陷的有无进行评价。这里，根据JIS Z2342实施荧光渗透探测试验，以确认在铸件全部表面上有无从表面向内部延续的深度20μm以上的发光点。存在发光点(缩孔)的情况下，测定其面积，计算每100mm²的面积率，将超过1％的情况判定为有表面缺陷。

＜机械特性的评价＞

进行作为机械特性的拉伸强度、耐力和伸长率的测定。这些测定通过如下方法实施：即从铸件的中心部切出JIS Z2201所规定的圆棒拉伸试验片，利用JIS Z 2241试验方法在常温下实施。然后，确定所测得的拉伸强度、耐力和伸长率相对于作为以往技术的通过Na添加而制得的Al－Si类的低压铸造用铝合金的测定值(拉伸强度：370MPa、0.2％耐力：270MPa、伸长率：7％以上)是否相等或在其以上。

关于本实施例所制得的铝铸件，将其表面组织以及机械特性的评价结果表示于表2中。

[表2]

*TS(拉伸强度)：将370MPa以上设为合格(○)。

*YS(0.2％耐力)：将270MPa以上设为合格(○)。

*EI(伸长率)：将7％以上设为合格(○)。

*表面缺陷：将深度20μm以上的缩孔的面积率超过1％的情况设为缺陷“有”。

从表2可知，实施例1～实施例16的Si、Cu、Mg、Ti的各个成分在本发明所规定的范围内。另外，P含量也被适当调整。其结果是：这些实施例的铝合金铸件的表面上不存在20μm以上的缺陷，表面平滑性良好。另外关于拉伸强度、耐力和伸长率的机械性质也满足基准。

另一方面，比较例1～比较例7的Si、Cu、Mg、Ti的各个成分都脱离了本发明所规定的范围，铸件表面的平滑性或机械性质差，具体是以下的结果：

比较例1因Si少，所以拉伸强度和耐力在基准以下，进一步流动性差，在铸件表面具有20μm以上的缺陷，所以不合格。

比较例2因Si多，形成过共晶的合金，拉伸强度、耐力和伸长率的任一性质都在与低压铸造用铝合金对应的基准值以下，所以不合格。

比较例3因Cu少，所以拉伸强度和耐力在基准以下，不合格。另一方面，比较例4因Cu多，所以伸长率在基准以下，不合格。

比较例5因Mg少，所以拉伸强度在基准以下，不合格。另一方面，比较例6因Mg多，所以伸长率在基准以下，不合格。

比较例7因Ti多，所以伸长率在基准以下，不合格。

然后，比较例8～11的P含量都比基于本发明的关系式的下限值(比较例8：0.003质量％、比较例9：0.0039质量％、比较例10：0.0054质量％、比较例11：0.0102质量％)少。这些比较例的合金在表面上都具有20μm以上的缺陷，所以不合格。这些比较例中的P含量超出了Al－Si类合金的固溶度极限且低于本发明所规定的下限值，为此推断为：虽然超出固溶度极限的P形成AlP，但由于形成能对熔液补给性产生恶劣影响的共晶细胞数量，所以形成表面偏析层而形成缩孔。

进一步，比较例12、13的Na、Sr超出其上限(Na：0.01质量％、Sr：0.03质量％)，伸长率在基准以下，不合格。认为：这些比较例虽含有较多的P，但该P与Na或Sr反应，形成Na₃P或Sr₃P₂且作为杂质残存于熔液中。认为：在这些比较例中，因作为杂质的化合物多，所以其与所制得的合金铸件的伸长率下降有关。

产业上利用的可能性

本发明的低压铸造用铝合金通过考虑Na、Sr的含量并且适当控制P的含量就能制得表面平滑性优异的铝合金铸件。通过本发明制得的由亚共晶Al－Si类合金构成的铝合金铸件，其机械性能优异，并且具有铸件全部表面无表面缩孔的平滑的表面。本发明能发挥其机械性能，适用于发动机部件等。

Claims (2)

1.低压铸造用铝合金，它是由Al－Si－Cu－Mg合金构成的低压铸造用铝合金，其特征在于，由下述化学成分构成：Si：8.0～12.6质量％、Cu：1.0～2.5质量％、Mg：0.3～0.8质量％、Ti：0.2质量％以下、P：0.003～0.01质量％、B：0.003～0.005质量％，Na：Y质量％和Sr：Z质量％中的至少一种，以及作为剩余部分的Al和不可避免杂质；

当将P含量记为X质量％时，P含量、Na含量以及Sr含量满足如下的所有关系：0.45Y+0.24Z+0.003≤X≤0.45Y+0.24Z+0.01、0≤Y≤0.01、0≤Z≤0.03。

2.铝合金铸件，它是使用了权利要求1所述的低压铸造用铝合金的铝合金铸件，其特征在于，表面上的深度在20μm以上的缩孔缺陷的面积率是以每100mm²的面积率计，在1％以下。

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