JP2000001731A - 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 耐摩耗性，切削性に優れ、品質が安定した過
共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材を得る。 【構成】 この過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材
は、Ｓｉ：１２〜１８％，Ｓｒ：０．００５〜０．０５
％，Ｐ：０．００３５〜０．０１％を含む組成をもち、
ダイカスト鋳造後の鋳造組織において晶出した塊状Ｓｉ
の平均粒径が３〜６μｍの範囲に調整されており、且つ
塊状Ｓｉが鋳造組織の全体に分散されている。他の合金
成分としては、Ｃｕ：０．３〜４．５％，Ｍｇ：０．１
〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜０．６％，Ｃｒ：０．１〜
０．３％，Ｔｉ：０．０５〜０．２％，Ｆｅ：０．３〜
２．０％，必要に応じＢ：０．０００１〜０．０１％及
び／又はＮｉ：０．３〜３．０％等がある。組成が特定
された過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯をスリーブに注入
した後、４秒以内に鋳型キャビティに射出し、５０℃／
秒以上の溶湯冷却速度で成形することにより製造され
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、耐摩耗性が要求される
用途に適し、組織の均一性に由来して品質安定性に優れ
た過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材及びその製造
方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、金属組織に
晶出した初晶Ｓｉによって耐摩耗性が付与されることか
ら、ビデオデッキのシリンダ，トランスミッション部
品，コンプレッサ部品等の耐摩耗性が要求される部材と
して使用されている。鋳造方法には金型重力鋳造やダイ
カスト鋳造等があるが、生産性に優れているダイカスト
鋳造が工業的に魅力のある鋳造法として多用されてい
る。

【０００３】しかし、ダイカスト鋳造で得られた製品
は、品質にバラツキがあるため、機能部品等の用途では
信頼性に欠ける嫌いがある。品質のバラツキは、初晶Ｓ
ｉのサイズ，分布等に原因がある。すなわち、過共晶Ａ
ｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を保持炉からレードル，スリーブ
を経て金型キャビティに注入する過程で、溶湯の温度降
下に伴って初晶Ｓｉが部分的に生成・成長し易い。その
ため、初晶Ｓｉの偏析を抑え、粒径を所定範囲にコント
ロールすることが難しく、結果として最終製品の性能が
安定化しない。初晶Ｓｉの粒径をコントロールする手段
としては、初晶Ｓｉの微細化剤であるＰを添加する方法
が一般的である。Ｐ添加によると、たとえばＡｌ−１５
％Ｓｉ系合金のダイカスト部材では５〜１０μｍの範囲
に初晶Ｓｉの平均粒径がコントロールされる。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】Ｐ添加により初晶Ｓｉ
の粒径がコントロールされるものの、晶出したＳｉの偏
析は解消されていない。具体的には、Ａｌ−１５％Ｓｉ
系合金をＰ処理後にダイカストして得られた製品のミク
ロ組織を観察すると、初晶Ｓｉの面積率が１〜２％の場
合や７〜８％の場合等、ダイカスト部材内部でのバラツ
キが大きい。バラツキは、品質を不安定化させる要因で
ある。また、針状に晶出した１〜２μｍの共晶Ｓｉも観
察される。針状の共晶Ｓｉは耐摩耗性に寄与しないた
め、同じＳｉ含有量であっても耐摩耗性が異なる製品と
なる。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、Ｐ及びＳｒを複
合添加した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金をダイカストマシン
のスリーブに注入した後、直ちに金型キャビティに射出
することにより、適正粒径の晶出Ｓｉが均一に分散した
鋳造組織とし、耐摩耗性及び切削性に優れ、品質が安定
した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材を得ること
を目的とする。本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカ
スト部材は、その目的を達成するため、Ｓｉ：１２〜１
８重量％，Ｓｒ：０．００５〜０．０５重量％，Ｐ：
０．００３５〜０．０１重量％を含み、残部が実質的に
Ａｌの組成をもち、ダイカスト鋳造後の鋳造組織におい
て晶出した塊状Ｓｉの平均粒径が３〜６μｍの範囲に調
整されており、且つ塊状Ｓｉが鋳造組織の全体に分散さ
れていることを特徴とする。

【０００６】過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金としては、Ｃｕ：
０．３〜４．５重量％，Ｍｇ：０．１〜２．０重量％，
Ｍｎ：０．１〜０．６重量％，Ｃｒ：０．１〜０．３重
量％，Ｔｉ：０．０５〜０．２重量％，Ｆｅ：０．３〜
２．０重量％を含む組成をもつものが使用される。更
に、Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％及び／又はＮ
ｉ：０．３〜３．０重量％を含むこともできる。この過
共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材は、組成が特定さ
れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯をスリーブに注入し
た後、４秒以内に金型キャビティに射出し、５０℃／秒
以上の溶湯冷却速度で成形することにより製造される。

【０００７】

【作用】本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金では、初晶Ｓ
ｉ，共晶Ｓｉ等の晶出Ｓｉを所定粒径に塊状化すること
により、実質的に全量の晶出Ｓｉを耐摩耗性に寄与さ
せ、耐摩耗性の向上を図っている。また、晶出Ｓｉのサ
イズを平均粒径で３〜６μｍにコントロールして、機械
加工時の切削性を改善している。従来の過共晶Ａｌ−Ｓ
ｉ系合金ダイカスト部材は、図１に示すような金属組織
をもっている。図１で黒くみえる部分が晶出Ｓｉであ
り、粒径が１５μｍを超えるような大きく成長したもの
もある。晶出Ｓｉは、白くみえるマトリックスに比較し
て硬度が非常に高く、マトリックスとの間で大きな硬度
差を生じている。また、晶出Ｓｉが局部的に集中した分
散形態をとっていることからも、軟質部と硬質部との物
性差が強調される組織となっている。このような大粒径
の晶出Ｓｉ及び晶出Ｓｉの偏在は、切削時に切欠き等の
欠陥を発生させる原因となる。摩耗時においても、硬質
の晶出Ｓｉが欠け落ちる原因にもなる。

【０００８】これに対し、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
合金は、図２に示すように粒径がコントロールされた晶
出Ｓｉが全体にわたって均一に分散した金属組織をもっ
ている。このような分散形態のため、硬質の初晶Ｓｉに
由来する耐摩耗性が十分に発揮され、機械加工時の切削
性も向上する。図２に示した初晶Ｓｉの分散形態は、Ｐ
及びＳｒを複合添加することにより得られる。Ｓｒは、
共晶Ｓｉを微細化する添加剤として知られているが、Ｐ
との複合添加によって微細な針状の共晶Ｓｉの発生を抑
え、晶出Ｓｉを適正粒径に調整する作用を呈するものと
推察される。Ｐ及びＳｒの複合添加自体は、特開平９−
８７７６８号公報で紹介されているところであるが、断
熱容器の中で５秒〜６０分間保持しているため、４０μ
ｍ以上と大きく成長した初晶Ｓｉが分散した組織にな
り、十分な切削性が得られない。Ｐ及びＳｒを複合添加
した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、スリーブや金型キャビ
ティ内で晶出Ｓｉが大きく成長しないように、ダイカス
トマシンのスリーブに過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を注入し
た後、直ちに金型キャビティに射出して急速冷却する。
このようにして、平均粒径３〜６μｍにコントロールさ
れた晶出Ｓｉが均一分散した組織をもち、耐摩耗性，切
削性に優れ且つ品質が安定したダイカスト部材が得られ
る。

【０００９】以下、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダ
イカスト部材に含まれる合金成分，含有量，製造条件等
を説明する。 Ｓｉ：１２〜１８重量％ 耐摩耗性の向上に有効な合金成分である。耐摩耗性の改
善に有効な晶出Ｓｉを十分に発生させるためには、１２
重量％以上のＳｉが必要である。しかし、１８重量％を
超える多量のＳｉが含まれると、液相線温度が上昇して
溶解性が悪くなり、高温溶解が必要になるため、炉の寿
命やエネルギコスト等に悪影響を及ぼす。 Ｓｒ：０．００５〜０．０５重量％ 共晶Ｓｉを微細化する添加剤として従来考えられている
が、本発明者等の調査・研究によると、Ｐと共存したと
き、微細で針状の共晶Ｓｉの晶出を抑え、共晶Ｓｉを塊
状化させる作用を呈することが判った。Ｘ線マイクロア
ナライザを用いてミクロ組織を観察すると、ＳｒがＳｉ
の全面に共存しており、微細な共晶Ｓｉの晶出がなく、
３〜６μｍの範囲に平均粒径が調整された晶出Ｓｉが均
一に分散していることが検出される。このような効果
は、０．００５重量％以上のＳｒ含有量で顕著になる
が、０．０５重量％で飽和する。Ｓｒの効果及び経済性
を考慮すると、好ましくは０．０１〜０．０２重量％の
範囲にＳｒ含有量が設定される。 Ｐ：０．００３５〜０．０１重量％ Ａｌ−Ｐ系化合物として添加され、初晶Ｓｉの核として
働く。その結果、多数のＳｉ粒が発生すると共に、初晶
Ｓｉが微細化される。このような作用は従来から知られ
ているものであるが、Ｓｒとの共存によって初晶Ｓｉの
成長を抑制する作用を呈することは、本発明者等による
調査・研究の結果から初めて見出されたものである。し
かし、０．０１重量％を超える多量のＰが含まれると、
Ｓｒの作用が低下すると共に、Ｐのみの状況に近付いて
いく。すなわち、Ｓｒ及びＰが特定された範囲にあると
きに初めて相互作用が発揮される。

【００１０】晶出Ｓｉ：塊状で平均粒径が３〜６μｍ 晶出Ｓｉの平均粒径は、鋳型に注入された溶湯の冷却速
度にもよるが、スリーブ内で初晶Ｓｉの生成・成長を抑
え、最終的に３〜６μｍの範囲に調整する。平均粒径が
３μｍ未満では耐摩耗性が不足し、６μｍを超える平均
粒径では晶出Ｓｉの偏析が発生し易くなる。一般的に
は、晶出Ｓｉの粒径が大きいほど耐摩耗性が改善される
が、大きすぎる晶出Ｓｉは品質のバラツキや切削性劣化
の原因となる。この点、本発明では、平均粒径が３〜６
μｍの範囲にコントロールされた塊状の晶出Ｓｉを金属
組織全体に均一分散させている。すなわち、大粒径の晶
出Ｓｉが局部的に集中してマトリックスとの間に大きな
物性差を示す金属組織（図１）ではなく、所定粒径にコ
ントロールされた塊状の晶出Ｓｉが均一分散した金属組
織（図２）とすることにより、耐摩耗性，切削性を両立
させると共に、品質安定性を図っている。晶出Ｓｉを塊
状で平均粒径３〜６μｍにコントロールするためには、
Ｓｒ及びＰの複合添加が必要である。Ｓｒ又はＰを単独
で添加したものでは、晶出Ｓｉの平均粒径を３〜６μｍ
の範囲に収めることができない。また、Ｓｒ及びＰの複
合添加により２μｍ以下の微細な共晶Ｓｉがなくなるた
め、晶出したＳｉ粒の全量が耐摩耗性の向上に働く。

【００１１】具体的には、次に揚げる合金成分を含むア
ルミニウム合金に適用される。 Ｃｕ：０．３〜４．５重量％ マトリックスを強化し、耐摩耗性の向上に有効な合金成
分であり、０．３重量％以上でＣｕの添加効果が顕著に
なる。また、ダイカスト部材を溶体化処理後に時効する
用途では、強度向上に有効なＡｌ₂ Ｃｕ析出源ともな
る。しかし、４．５重量％を超える多量のＣｕを添加す
ると、内部欠陥の増加や耐食性の低下を引き起こし、応
力腐食割れが発生し易くなる。 Ｍｇ：０．１〜２．０重量％ マトリックスを強化し、硬度，耐摩耗性，機械強度等を
向上させる合金成分であり、ダイカスト部材を溶体化処
理後に時効すると強度向上に有効なＭｇ₂Ｓｉとなって
析出する。このような効果は０．１重量％以上のＭｇ含
有量で顕著になるが、２．０重量％を超える多量のＭｇ
が含まれると靭性が劣化する。

【００１２】Ｍｎ：０．１〜０．６重量％ マトリックスを強化し、機械的性質の向上に有効な合金
成分であり、０．１重量％以上でＭｎの添加効果が顕著
になる。しかし、０．６重量％を超えるＭｎ含有量で
は、Ｍｎを含む粗大な金属間化合物が晶出し、機械的性
質が劣化する。また、Ｍｎ含有量が過剰になると、合金
溶製時にスラッジが炉底に形成し易くなる問題も生じ
る。 Ｃｒ：０．１〜０．３重量％ Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系金属間化合物を微細な
晶出物として組織全体に均一分散させ、硬度，機械的性
質を向上させる合金成分である。Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍ
ｎ−Ｃｒ系金属間化合物は、３００〜５００ＭＨＶの硬
さをもち、初晶Ｓｉの硬さ約１０００ＭＨＶに比較して
軟らかい。そのため、相手材に対する初晶Ｓｉの攻撃性
を緩和し、機械加工時の切削抵抗を下げ、工具の摩耗を
軽減する。したがって、機械加工されたダイカスト部材
は、表面粗さが小さな仕上げ加工面をもち、表面粗さの
バラツキも抑えられる。

【００１３】Ｔｉ：０．０５〜０．２重量％ マトリックスのα−Ａｌ晶を微細化する作用を呈し、
０．０５重量％以上でその効果が顕著になる。しかし、
０．２重量％を超える多量のＴｉを添加すると、却って
機械的性質の低下を招く。 Ｆｅ：０．３〜２．０重量％ ダイカスト鋳造時、金型内面に対する高温溶湯の焼付き
を防止する上で有効な合金成分であり、０．３重量％以
上でその効果が顕著になる。しかし、２．０重量％を超
える多量のＦｅが含まれると、ミクロポロシティの発生
原因となり、靭性及び強度を低下させる。 Ｂ：０．０００１〜０．０１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ｔｉとの共存
によってα−Ａｌ晶を微細化させる作用を呈する。Ｂの
添加効果は０．０００１重量％以上で顕著になるが、
０．０１重量％を超える過剰量が含まれると合金部材を
脆化させる欠点が現れる。

【００１４】Ｎｉ：０．３〜３．０重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、Ａｌ₃ Ｎｉ，
Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉ等の金属間化合物を生成して高温強
度，硬度及び耐摩耗性を改善する作用を呈する。Ｎｉの
添加効果は０．３重量％以上で顕著になるが、３．０重
量％を超える添加は高価なＮｉを多量に消費して材料コ
ストを上げる。本発明が対象とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系
合金では、不純物として含まれるＺｎを１．５重量％以
下（好ましくは、０．１重量％以下）に規制することが
望ましい。多量にＺｎが含まれると、Ｚｎに起因して耐
食性が劣化する。

【００１５】鋳造条件：スリーブ注入後、４秒以内に金
型キャビティに射出 ５０℃／秒以上の溶湯冷却速度 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、通常の方法で溶製され、脱
ガス，微細化処理後に所定の組成に成分調整され、脱滓
・鎮静化される。用意された溶湯をダイカストマシンの
スリーブに注入した後、４秒以内にダイカスト鋳造す
る。スリーブ内での溶湯保持時間が４秒を超えて長くな
ると、スリーブ内で初晶Ｓｉの成長が進行し、切削性に
有害な平均粒径が６μｍを超える初晶Ｓｉが分散した鋳
造組織となる。また、晶出Ｓｉの偏析が生じ易く、鋳造
組織が均一でなく、機械的性質が不安定になる。金型に
射出された過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯は、５０℃／秒
以上の冷却速度で急冷される。この急冷により、平均粒
径が３〜６μｍの範囲にコントロールされた晶出Ｓｉが
均一に分散した鋳造組織が得られる。なお、溶湯冷却速
度は製品の肉厚に応じて変わることから、肉厚部に対し
ても５０℃／秒以上の冷却速度が得られるように金型の
冷却能を調整することが重要である。溶湯冷却速度が５
０℃／秒に達しないと、晶出Ｓｉの成長が進行し、平均
粒径で６μｍを超える大きな晶出Ｓｉが分散するばかり
でなく、図１でみられるように晶出Ｓｉが偏在した鋳造
組織になり易い。

【００１６】急冷で生成した鋳造組織をもつダイカスト
部材は、大きな晶出Ｓｉがなく、３〜６μｍの平均粒径
に調整されているため耐摩耗性及び切削性に優れてい
る。また、晶出Ｓｉが局部的な偏在なく組織全体に分散
しているので、Ｓｉ晶出部とマトリックスとの間の物性
差が大きくならず、品質安定性も改善されている。５０
℃／秒以上の溶湯冷却速度は、ダイカスト鋳造により達
成可能であり、他の鋳造法ではこのような大きな溶湯冷
却速度が得られない。また、水冷機構を用いた重力鋳造
法では、生産性が悪いため工業的な実施に問題がある。
ダイカスト鋳造時、金型キャビティの空気を酸素で置換
した後、溶湯を射出してもよい。金型キャビティに充満
した酸素は、Ａｌと反応してＡｌ₂ Ｏ₃ となり空気の巻
込みを防止するため、ダイカスト部材にポロシティが発
生することを有効に防止する。したがって、ダイカスト
部材を熱処理してもガス起因のフクレが発生せず、溶体
化処理及び後続する時効処理によって優れた強度及び伸
びが部材に付与される。

【００１７】酸素置換ダイカスト法で製造された部材
は、後続する熱処理によって強度及び伸びが向上する。
熱処理としては、代表的には４８０〜５２０℃×０．５
〜８時間→水冷→１５０〜１８０℃×５〜１０時間のＴ
６処理が採用される。この場合、酸素置換によって空気
の巻込みが抑えられているため、熱処理時にフクレが生
じることがない。４８０〜５２０℃×０．５〜８時間の
溶体化処理でＣｕ，Ｍｇ等の析出強化元素を十分に固溶
させ、水焼入れ後に１５０〜１８０℃×５〜１０時間の
時効処理を施すことによりＭｇ₂ Ｓｉ，Ａｌ₂ Ｃｕ等が
析出し機械的性質が向上する。Ｔ６処理された部材は、
機械加工が施されて製品となる。なお、酸素置換を伴わ
ない普通ダイカスト法で製造された部材は、熱処理時に
フクレが発生する虞れがあるため、一般的には熱処理す
ることなく機械加工が施される。

【００１８】

【実施例】Ｓｉ：１５重量％，Ｃｕ：３．５重量％，Ｍ
ｇ：０．８重量％，Ｃｒ：０．２重量％，Ｆｅ：０．８
重量％，Ｓｒ：０．０１５重量％，Ｐ：０．００７重量
％，残部：Ａｌの組成に調整された溶湯を７６０℃で溶
製し、Ｔｉ：０．１重量％を添加して微細化処理した
後、脱ガス及び脱滓処理を経て７００℃に保持した。用
意された溶湯を、ダイカストマシンのスリーブを介して
幅１８０ｍｍ，長さ１５０ｍｍ，厚さ６ｍｍのキャビテ
ィをもつ金型に射出した。スリーブへの注入から金型へ
の射出までのタイムラグを３秒に設定した。金型として
は、水冷構造を備えたものを使用し、溶湯冷却速度を約
２００℃／秒に維持した。また、鋳造圧力は７８ＭＰａ
に、金型温度は約１７０℃に保持した。得られたダイカ
スト部材は、溶湯冷却速度が最も遅い製品板厚の肉厚中
心部のミクロ組織でみても、平均粒径が４〜６μｍの範
囲にコントロールされ、しかも偏在することなく全体に
わたって初晶Ｓｉが均一に分散した鋳造組織（図２）を
もっていた。

【００１９】比較のため、Ｓｒを含まないことを除き同
じ組成をもつＡｌ合金を同じ条件下で溶製し、ダイカス
ト鋳造した。この場合に得られたダイカスト部材は、約
５０μｍに近い大きな初晶Ｓｉが分散した鋳造組織（図
１）になっていた。また、晶出Ｓｉが局部的に集中して
分布し、晶出Ｓｉが少ないα−Ａｌ晶が多いマトリック
ス領域と晶出Ｓｉに富んだ領域が明確に区別され、組織
の均一性に欠けていた。更に、針状の晶出Ｓｉも観察さ
れた。各ダイカスト部材の表面を１ｍｍ切削した後、摩
耗試験用の試験片を作製した。摩耗試験では、滑り速度
１．１ｍｍ／秒，潤滑油あり，滑り距離８ｋｍ，摩耗
子：鋳鉄の条件を採用し、それぞれ３個の試験片ａ〜ｃ
に異なる面圧を加えた。摩耗試験後の各試験片につい
て、摩耗量（深さ）を同じ面圧で３か所測定した。

【００２０】表１の測定結果にみられるように、本発明
に従った試験片は、何れの面圧を加えた摩耗試験でも、
比較例に対して小さな摩耗量を示した。また、各試験に
おける摩耗量のバラツキも、本発明例の方が小さくなっ
ていた。これらの結果から、本発明に従ったダイカスト
部材は、摩耗性に優れ、しかも品質も安定していること
が判る。更に、各ダイカスト部材を切削すると、本発明
に従ったダイカスト部材では、何ら支障なくできた。切
削面も平滑であり、切削性に優れていた。他方、比較例
のダイカスト部材では、疵が発生するものもあった。疵
の発生は、大粒径の晶出Ｓｉに起因するものと推察され
る。

【００２１】

【００２２】

【発明の効果】以上に説明したように、本発明の過共晶
Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材は、Ｐ及びＳｒの複合
添加によって晶出Ｓｉを平均粒径で３〜６μｍの範囲に
コントロールすると共に、晶出Ｓｉが均一に分散した鋳
造組織としている。このように適正粒度の晶出Ｓｉが偏
在することなく均一分散しているため、耐摩耗性，切削
性に優れ、品質も安定したダイカスト製品が得られ、ビ
デオデッキ用シリンダ，トランスミッション部品，コン
プレッサ部品等の耐摩耗性が要求される摺動機能部品と
しても使用される。

【図面の簡単な説明】

【図１】 従来の組成をもつ過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金か
ら得られたダイカスト部材の鋳造組織を示す顕微鏡写真
であり、大粒径の晶出Ｓｉが偏在していることが観察さ
れる。

【図２】 本発明に従った組成をもつ過共晶Ａｌ−Ｓｉ
系合金から得られたダイカスト部材の鋳造組織を示す顕
微鏡写真であり、適正粒径の晶出Ｓｉが均一に分散して
いることが観察される。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１０年６月１６日（１９９８．６．１
６）

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

【手続補正２】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図２

【補正方法】変更

【補正内容】

【図２】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 猪狩 隆彰 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｓｉ：１２〜１８重量％，Ｓｒ：０．０
   ０５〜０．０５重量％，Ｐ：０．００３５〜０．０１重
   量％を含み、残部が実質的にＡｌの組成をもち、ダイカ
   スト鋳造後の鋳造組織において晶出した塊状Ｓｉの平均
   粒径が３〜６μｍの範囲に調整されており、且つ塊状Ｓ
   ｉが鋳造組織の全体に分散されている耐摩耗性及び切削
   性に優れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材。
2. 【請求項２】 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金がＣｕ：０．３
   〜４．５重量％，Ｍｇ：０．１〜２．０重量％，Ｍｎ：
   ０．１〜０．６重量％，Ｃｒ：０．１〜０．３重量％，
   Ｔｉ：０．０５〜０．２重量％，Ｆｅ：０．３〜２．０
   重量％を含む組成をもつ請求項１記載の過共晶Ａｌ−Ｓ
   ｉ系合金ダイカスト部材。
3. 【請求項３】 更にＢ：０．０００１〜０．０１重量％
   及び／又はＮｉ：０．３〜３．０重量％を含む請求項２
   記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材。
4. 【請求項４】 請求項１〜３の何れかに記載の組成をも
   つ過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯をスリーブに注入した
   後、４秒以内に金型キャビティに射出し、５０℃／秒以
   上の溶湯冷却速度で成形する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダ
   イカスト部材の製造方法。