JP2005089827A - Ａｌ−Ｓｉ共晶合金、Ａｌ合金製鋳物、鋳造用Ａｌ合金およびそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ａｌ−Ｓｉ共晶が粥状凝固したＡｌ−Ｓｉ共晶合金を提供する。
【解決手段】本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなり、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有することを特徴とする。このＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、成分組成的な偏在がなく、鋳造性に優れ、Ｓｉ量も多いため、強度、耐摩耗性、耐熱性等に優れる。
【選択図】図３

Description

本発明は、アルミニウム（Ａｌ）−ケイ素（Ｓｉ）の共晶を備えた、Ａｌ−Ｓｉ共晶合金、Ａｌ合金製鋳物、鋳造用Ａｌ合金およびそれらの製造方法に関するものである。

軽量化の要請が益々強くなる昨今、従来の鉄系部材の多くがアルミニウム系部材に移行している。このようなアルミニウム系部材として、例えば、自動車のエンジン部材、シャーシ部材、ホイール等がある。この内、高い強度や靱性が要求される部材は鍛造等により製造されることも多いが、複雑形状の部材や薄肉の部材等は鋳造によって製作されることも多い。この鋳造方法にも色々あるが、いずれの場合でも、優れた鋳造性が要求されることに変わりない。特に、鋳造品を低コストで量産する場合、非常に高い鋳造性が要求される。ここで鋳造性に優れる場合とは、例えば、鋳造欠陥等がなく、鋳造品の機械的性質等が部位に拘わらず安定していることである。鋳造欠陥には、鋳巣、引け、割れ等があるが、このような鋳造欠陥は、流動性の低下した溶湯が鋳型の細部まで回らなかったり、溶湯が液相から固相に変化する際の凝固収縮等によって生じる。また、鋳造品の機械的性質（例えば、強度や靱性等）のバラツキは、前記鋳造欠陥による他、金属組成や組織等が部位によって偏在することによっても生じ得る。

このような鋳造性を改善する目的で、鋳造用Ａｌ合金の組成、鋳型の方案、溶湯加圧の有無、溶湯の状態等が種々工夫されている。その一つにＡｌ−Ｓｉ系合金を用いたセミソリッド鋳造法がある。これは、初晶Ａｌや初晶Ｓｉからなる固相と残余の液相とが混在した固液共存状態の溶湯（スラリ）を、鋳型のキャビティへ注湯等するものである。なお、本明細書では、便宜上、適宜、完全な液相状態にある合金を「溶湯」と呼び、固液共存状態の合金を「スラリ」と呼んで、両者を区別する。ちなみに、通常、初晶Ａｌが晶出するのはＳｉ量が共晶組成よりも少ないＡｌ−Ｓｉ亜共晶合金の場合に多く、初晶Ｓｉが晶出するのはＳｉ量が共晶組成よりも多いＡｌ−Ｓｉ過共晶合金の場合に多い。

セミソリッド鋳造法の場合、キャビティに注入されたスラリは、半凝固状態または半溶融状態から凝固するため、完全な溶融状態にある溶湯を一気に凝固させる通常の鋳造法の場合に比べて、凝固収縮量が少なく、それに伴う鋳巣、引け、割れ等の鋳造欠陥の発生が抑制される。また、セミソリッド鋳造法の場合、比較的低温での鋳造が可能であり、また、凝固の際に放出される顕熱も小さい。このため、型寿命の長期化等が図られると共に凝固時間も短く成形サイクルの短縮を図れ、低コスト化、生産性の向上等も可能となる。
このように多くの利点を備えたセミソリッド鋳造法は、例えば、下記の特許文献に開示されている。特許文献１はＡｌ−Ｓｉ亜共晶合金について開示したものであり、特許文献２はＡｌ−Ｓｉ過共晶合金について開示したものである。

特開２００２−１０５６１１号公報 特表２００２−５３５４８８号公報 特開平８−３２５６５２号公報（段落００１０）

従来のセミソリッド鋳造法は、固液共存状態中の固相として初晶Ａｌ（α−Ａｌ）や初晶Ｓｉを利用したものであり、全体的な組成は、亜共晶または過共晶のＡｌ−Ｓｉ合金となっていた。これらの合金の組織をミクロ的に観れば、初晶Ａｌまたは初晶Ｓｉからなる部分と、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる部分とに分れ、組成的に均一とはなっていなかった。このため、例えば、複雑な薄肉形状の部材を鋳造した場合、部位によって組成や組織が偏在したものとなり易い。何故なら、キャビティの末端や薄肉部分等には流動性の高い液相が優先的に流れ、固相である初晶はそのような部分に流れずに、特定箇所に滞留し、そのような状態で全体が凝固してしまうからである。従って、従来のような亜共晶または過共晶のＡｌ−Ｓｉ合金でセミソリッド鋳造法を行っても、必ずしも良好な鋳物が得られず、前述した鋳造性が十分には改善されていなかった。

また、Ｓｉ量が共晶点付近かそれ以上あるＡｌ−Ｓｉ合金の場合、従来のセミソリッド鋳造法を行うと、固液共存状態のスラリは、鋳型のキャビティ壁面から凝固を始める表皮形成型の凝固形態となり、粥状の凝固形態とはならなかった。このため、従来、セミソリッド鋳造を行っても、機械的性質等に優れた鋳物は得られなかった。
なお、上記特許文献３の段落００１０には、共晶組成に近いＡｌ−Ｓｉ系合金にＳｒを添加すると、共晶Ｓｉを微細化し延性を向上させ得る旨が記載されている。しかし、Ｓｒの添加に依る共晶Ｓｉ微細化の効果は、従来から知られているものに過ぎない。また、上記特許文献３には、Ｍｇ合金にＳｒを添加したものしか開示されておらず、共晶組成に近いＡｌ−Ｓｉ系合金にＳｒを添加したものは開示されていない。さらに、後述する本発明のような複合共晶組織に関する記載は特許文献３に全くない。ちなみに、Ｍｇ合金にＳｒを添加しているのは鋳造引けを改善するためであって、本発明の意図とするところと全くことなる。

本発明は、このような事情に鑑みて為されたものある。つまり、合金全体が主にＡｌ−Ｓｉ共晶からなり、組成の偏在等のほとんどないＡｌ−Ｓｉ共晶合金、Ａｌ合金製鋳物、鋳造用Ａｌ合金およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究し、試行錯誤を重ねた結果、共晶組成のＡｌ−Ｓｉ合金であっても、粒状をした共晶組織が別の共晶組織中に分散した複合共晶組織を形成し得ることを新たに見出し、これに基づいて本発明を完成させるに至った。

（Ａｌ−Ｓｉ共晶合金）
すなわち、本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなり、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有することを特徴とする。

（Ａｌ合金製鋳物）
本発明は、そのような複合共晶組織をもつＡｌ合金製鋳物としても把握できる。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯またはスラリを鋳型に注入し凝固させて得られ、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有することを特徴とするＡｌ合金製鋳物としても良い。

（鋳造用Ａｌ合金）
本発明は、そのＡｌ合金製鋳物を鋳造する際の原料（ビレット、スラグ等）となる鋳造用Ａｌ合金としても把握できる。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなり、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有しており、加熱した際に、該共晶粒からなる固相と該共晶マトリックスの溶融した液相とが共存したスラリとなり得ることを特徴とする鋳造用Ａｌ合金としても良い。

（Ａｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法）
上記Ａｌ−Ｓｉ共晶合金は、例えば、次のようにして得られ、本発明はその製造方法として把握しても良い。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶が晶出しない第１冷却域で冷却する第１冷却工程と、該第１冷却工程後の溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒が晶出する第２冷却域で冷却する第２冷却工程とを備え、該共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ共晶合金が得られることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法としても良い。

（Ａｌ合金製鋳物の製造方法）
上記Ａｌ合金製鋳物は、例えば、次のようにして得られ、本発明はその製造方法として把握しても良い。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなると共にＡｌ−Ｓｉ共晶からなる固相が液相と共存したスラリを調製するスラリ調製工程と、該スラリを鋳型に注入する注入工程と、該注入されたスラリを冷却して凝固させる凝固工程とを備え、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有するＡｌ合金製鋳物が得られることを特徴とするＡｌ合金製鋳物の製造方法としても良い。

（鋳造用Ａｌ合金の製造方法）
上記鋳造用Ａｌ合金は、例えば、次のようにして得られ、本発明はその製造方法として把握しても良い。
すなわち、本発明は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶が晶出しない第１冷却域で冷却する第１冷却工程と、該第１冷却工程後の溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒が晶出する第２冷却域で冷却する第２冷却工程とを備え、該共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有すると共に加熱した際に該共晶粒からなる固相と該共晶マトリックスの溶融した液相とが共存したスラリとなり得る鋳造用Ａｌ合金が得られることを特徴とする鋳造用Ａｌ合金の製造方法としても良い。

なお、本明細書でいう冷却域、冷却工程または冷却速度は、「冷却」と表現しているが、必ずしも温度変化（特に、温度降下）を伴うものである必要はない。例えば、第２冷却域や第２冷却工程等のように温度が一定の場合もある。従って本明細書では、温度が低下しない場合であっても冷却と規定する。

（発明の作用効果）
上記本発明の作用および効果について説明する。なお、以下では主に、Ａｌ−Ｓｉ共晶合金およびその製造方法について説明するが、それらはＡｌ合金製鋳物、鋳造用Ａｌ合金およびそれらの製造方法にも適宜該当するものである。本発明のＡｌ合金製鋳物および鋳造用Ａｌ合金は、上位概念である本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金に包含される下位概念だからである。

本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶粒と、同じくＡｌ−Ｓｉ共晶からなりその共晶粒が分散した共晶マトリックスとからなる複合共晶組織を有する。従来のＡｌ合金と異なり、金属組織中に存在する分散組織とマトリックス組織とが共にＡｌ−Ｓｉ共晶からなるため、少なくとも、成分組成的な偏在は著しく少ない。従って、どの部位を切り出しても、また、鋳物の部位に拘わらず、組成的に安定している。その結果、製品毎のバラツキも抑制でき、安定した機械的性質が期待できる。また、本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、従来の亜共晶合金に比べてＳｉ量が多いため、強度、耐摩耗性、耐熱性等の点で優れた特性を発現し得る。

ここで、本発明でいう「Ａｌ−Ｓｉ共晶」とは、いわゆる学術的に定義されるただ１点の共晶点で形成される組成を必ずしも意味しない。当業者が組織観察によって一般的に共晶と判断し得るものであれば足る。また、同一合金内においても、共晶粒毎に若しくは共晶マトリックスの部分によって厳密な共晶組成は異なり得る。平均的に観て、本発明の上記組成範囲内で収まれば十分である。さらに、ＡｌやＳｉ以外の含有合金元素によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶点は変動し、その組成を厳密に特定することは困難である。そこで本発明では、Ａｌ合金全体として、Ｓｉ量を９〜１３質量％と定めた。

Ｓｉ量が９質量％未満では、従来の亜共晶合金と大差なく、良好な複合共晶組織は得られず、機械的性質の向上も望めない。Ｓｉ量が１３質量％超では、従来の過共晶合金と大差なく、初晶からなる粗大なＳｉ相が出現すると共にその周囲にＡｌ−Ｓｉ共晶（共晶Ｓｉ相）が針状に晶出するようになり、良好な複合共晶組織は得られず、むしろ鋳物の強度や靱性等の機械的性質を低下させるようになる。他の合金元素量にも依るが、Ｓｉ量の下限は１０質量％、１０．５質量％さらに１１質量％としても良く、Ｓｉ量の上限は１２．５質量％、１２質量％としても良い。このＳｉ量が共晶点から多少ずれている場合に、共晶マトリックス中に共晶粒以外の初晶Ａｌ（α−Ａｌ）や初晶Ｓｉがポツポツと晶出していても良い。

また、本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、Ｓｉ以外にも、合金の強度、靱性、耐摩耗性または耐熱性等の機械的性質、鋳造性や組織微細化等を図れる各種合金元素を含んでいても良い。それらの合金元素は、共晶粒や共晶マトリックス等に固溶した状態で存在しても良いし、ＡｌやＳｉと金属間（化合物）を形成して晶出または析出した状態で存在していても良い。このような合金元素として、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｕ等がある。また、後述するが、共晶粒の形成に有効なストロンチウム（Ｓｒ）等もある。

このようなＡｌ−Ｓｉ共晶合金からなる鋳物（本発明のＡｌ合金製鋳物）は、前述したように、部位に依らずにほぼ均一な組成をもち、さらに、その組織が共晶粒からなるか共晶マトリックスからなるかは別にして、主に共晶からなるため、機械的性質も安定しており、かつ、優れたものである。そして、本発明のような複合共晶組織からなる鋳物は凝固収縮量が少なく、鋳造欠陥等も少ないので歩留まりや生産性の点でも優れる。

また、このような鋳物を製造する際に、本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金からなる鋳造用Ａｌ合金を原料として用いると、本発明の複合共晶組織をもつ鋳物を容易に得ることができる。具体的には、その鋳造用Ａｌ合金を加熱して半溶融状態のスラリとする。このスラリは、複合共晶組織中の共晶粒が固相となり、共晶マトリックスが少なくとも部分的に溶融して液相となったものである。このように液相線と固相線との間で加熱して得られた固液共存状態のスラリを用いれば、スラリの温度も比較的低くなり型寿命を延ばせる。また、全体が凝固する際の凝固収縮量も小さくため、前述したように、鋳造欠陥等も少なく、鋳造性が改善される。ちなみに、本発明の鋳造用Ａｌ合金であっても、液相線以上に加熱すれば、全体が溶融した液相状態、つまり溶湯となるのは当然である。

ところで、本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、例えば、前述したように、冷却工程の多段化により得られるが、現状、そのメカニズムは定かではない。この製造方法の詳細については後述する。

上記本発明の最良の実施形態について説明する。なお、ここでも主に、Ａｌ−Ｓｉ共晶合金およびその製造方法について説明するが、それらはＡｌ合金製鋳物、鋳造用Ａｌ合金およびそれらの製造方法にも適宜該当する。
（１）組成
本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、主成分がＡｌでＳｉが上記組成範囲内であり（以下、この範囲の組成を「共晶組成」という。）、複合共晶組織が形成される限り、その他の合金元素の種類や組成は問わない。このような合金元素として、例えば、ＳｒやＣｕがある。
Ｓｒは、本発明の複合共晶組織を得る上で、非常に有効な元素である。上記共晶組成をもつＡｌ合金の溶湯にＳｒを含有させることで、その溶湯中から共晶粒となるＡｌ−Ｓｉ共晶の固相が粥状に晶出し易くなる。そしてその溶湯は、全体が粥状のスラリとなった後に凝固する。つまり、粥状凝固をする。一方、その溶湯中にＳｒ等を含有させない場合、溶湯は鋳型のキャビティ壁面から共晶組織を形成するようになり、表皮形成型の凝固形態となり易い。この場合、共晶組織が形成されるとしても、本発明でいうような複合共晶組織は得難い。

このＳｒは、合金全体を１００質量％としたときに、０．００３〜０．３質量％含まれると好ましい。０．００３質量％（３０ｐｐｍ）未満では少なすぎて十分な効果が得られない。０．３質量％（３０００ｐｐｍ）超では、Ａｌ−Ｓｉ共晶が粒状に晶出せず、粗い針状組織となって、機械的性質を低下させ得る。その下限は０．００５質量％、その上限は０．０５質量％であるとより好ましい。

Ｃｕは、本発明でいう共晶粒を微細に晶出させると共に固溶強化によってＡｌ−Ｓｉ共晶合金の機械的性質を向上させ得る。このＣｕは、合金全体を１００質量％としたときに、５質量％以下とするのが好ましい。Ｃｕが５質量％超になると、上記Ｓｒを含む場合に、それによるＡｌ−Ｓｉ共晶を粒状化する効果を低下若しくは無くしてしまう。その結果、前述した粥状の凝固形態とならずに表皮形成型の凝固形態となって、本発明でいう複合共晶組織が得難くなる。Ｃｕの上限は４質量％さらには３．５質量％以下とするのが好ましい。また、その下限は特に限定されないが、０．５質量％さらには１質量％とするのが好ましい。

（２）組織
本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金は、前述したように、共晶マトリックス中に共晶粒が分散した複合共晶組織をもつことを大きな特徴とする。共晶粒や共晶マトリックスの組織の形態は問わないが、その組織が微細である程、機械的性質等に優れるので好ましい。また、共晶粒の形状は、球形状に近い程、界面における共晶マトリックスとの整合性が良く、強度、靱性等の点で好ましい。共晶粒の平均粒径は、例えば、３ｍｍ以下が好ましい。共晶粒のアスペクト比は、例えば、１〜１．５が好ましい。

（３）製造方法
本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金を製造する場合、所定組成の溶湯からＡｌ−Ｓｉ共晶が晶出する前の冷却速度が重要と考えられる。勿論、本発明の場合でも、鋳型内の溶湯中から共晶が晶出している段階では、その期間の長短は別にして、温度が基本的に変化せず、その部分（第２冷却域）での冷却速度はほぼ零と考えられる。
本発明者が鋭意研究したところ、この第２冷却域で、粒状の固相（共晶粒）が晶出して溶湯が粥状のスラリとなるか否かは、そこに至る前の第１冷却域における冷却方法が重要であることが解った。このＡｌ−Ｓｉ共晶が晶出する前の第１冷却域における冷却速度（これを適宜「第１冷却速度」という。）が遅すぎると、粒状のＡｌ−Ｓｉ共晶が晶出したとしても、その周囲に粗大な針状のＳｉ相が出現して、機械的性質が低下する。一方、その第１冷却速度が速すぎると、鋳物から鋳型への単位時間当りの熱流量が多く、第２冷却域における凝固初期において表皮形成型の凝固形態を呈するため好ましくない。

その第１冷却速度を具体的にいえば、少なくとも前記第１冷却域の末期の冷却速度が２〜１０℃／ｓｅｃであると好適である。ここで、第１冷却域の末期とは、第２冷却域へ移行していく部分である。その冷却速度の下限は３℃／ｓｅｃさらには４℃／ｓｅｃであっても良い。また、その冷却速度の上限は９℃／ｓｅｃさらには８℃／ｓｅｃであっても良い。

ところで、合金組成が厳密な共晶点から多少ずれている場合、初晶としてα−Ａｌが晶出することがある。このとき、α−Ａｌが晶出しながら溶湯の温度は低下し続ける。この冷却域は、共晶の晶出の開始前の前記第１冷却域と共晶の晶出の開始後の前記第２冷却域とを接続するものとなる。言い換えれば、その冷却域（移行冷却域）を介して、第１冷却域から第２冷却域へ温度変化が移行していくこととなる。なお、この移行冷却域は、第１冷却域または第２冷却域の一部と考えても良い。

このような場合でも、やはり、Ａｌ−Ｓｉ共晶の晶出前の冷却速度が重要であることに変わりない。本発明者が鋭意研究したところ、第１冷却域から第２冷却域へ移行する移行冷却域での冷却速度は、第１冷却工程の冷却速度より遅く第２冷却工程の冷却速度より速いと良い。従って、本発明の製造方法は、このような冷却速度で第１冷却工程後の溶湯を冷却する移行冷却工程を備えると好適である。移行冷却域における冷却速度は、α−Ａｌの晶出によって変化するため、一義的に特定することは困難であるが、基本的にはＡｌ−Ｓｉ共晶が晶出を開始する直前の冷却速度に着目すれば良い。これを客観的に評価するために、移行冷却行程で、移行冷却域における最大の冷却速度が０．３℃／ｓｅｃ以上となるようにすると好適である。その冷却速度はさらに、０．５〜２℃／ｓｅｃとするとより好ましい。なお、本明細書では、冷却速度の正負を、単位時間経過後に温度が降下するときを「正」の冷却速度として考えている。

ちなみに、第１冷却域、移行冷却域および第２冷却域の関係は、図１を参照すると良い。これは、実施例欄に示したように、Ａｌ−１１％Ｓｉ−３％Ｃｕ（ＪＩＳ ＡＤＣ１２相当）の合金に、４００ｐｐｍ（０．０４質量％）のＳｒを添加した溶湯を冷却していったときの時間（ｔ）と温度（Ｔ）との関係を示す冷却線図である。
次に、本発明のＡｌ合金製鋳物の製造方法について説明する。前述したように、この製造方法は、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる固相と液相とが共存したスラリを調製するスラリ調製工程と、そのスラリを鋳型に注入する注入工程と、注入後のスラリを冷却、凝固させる凝固工程とを備えてなる。Ａｌ合金製鋳物の組織が本発明でいう複合共晶組織となる限り、各工程の詳細な内容は問わない。スラリ調製工程は、例えば、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなると共にＡｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有する鋳造用Ａｌ合金を加熱して半溶融させる半溶融工程であると好適である。鋳造原料として複合共晶組織を有する鋳造用Ａｌ合金を使用することで、温度管理等だけで容易に前記スラリが得られるので、生産性や鋳造装置の簡素化等を図れる。勿論、スラリ調製工程は、例えば、完全に溶融している溶湯を鋳造機等のスリーブに通し、その中で冷却速度を調整して、上記スラリを得る工程であっても良い。このとき、注入工程は、得られた溶湯をスリーブから鋳型へ連続的に注入するものであると効率的である。

量産される多くのＡｌ合金製鋳物は、ダイキャスト品である。この場合、上記注入工程は、前記スラリを金型のキャビティ内へ射出する射出工程となる。このセミソリッド鋳造法によれば、例えば、複雑形状の鋳物、薄肉の鋳物または大型鋳物等をダイキャスト鋳造した場合であっても、急冷に伴う凝固収縮量が少なく、鋳造欠陥等の抑止された鋳物が得られる。

（４）用途
本発明のＡｌ合金製鋳物は、鋳造後に熱処理を施しても良いが、熱処理を施さない鋳放し状態でも、優れた強度、耐摩耗性、耐熱性等を発揮する。本発明のＡｌ−Ｓｉ共晶合金からなるダイキャスト鋳造品（Ａｌ合金製鋳物）であれば、鋳造に要するサイクルタイムも短かく、鋳造後の加工等がほとんど不要であり、強度や耐摩耗性、耐熱性等に優れた鋳物が低コストで得られる。

本発明のＡｌ合金製鋳物の用途は種々考えられるが、例えば、次のようなものがある。自動車や二輪車の分野ではエンジンブロックやシリンダヘッド等のエンジン部材、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、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である。

実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
本発明でいう複合共晶組織をもつ鋳造用Ａｌ合金（以下、「ビレット」という。）を用いて、所望形状のダイキャスト鋳造品（Ａｌ合金製鋳物）を製作することを想定し、以下のような試験を行った。
（ビレットの製造）
表１に示す成分組成をもつ溶湯を調製した。単位は質量％である。各溶湯をステンレス製の有底円筒形（φ６０ｘ３８ｘ８０ｍｍ）の金型へ注湯した。注湯前の金型の温度は室温、溶湯の温度は６４５℃とし、注湯量は２５０ｇとした。
この金型のキャビティの全内壁面には、予め厚さ０．２ｍｍの黒鉛シート（東レ（株）製、トレカクロス）を貼り付けておいた。この黒鉛シートは断熱シートであって、冷却速度を調整するために利用した。

表１の試料Ｎｏ．１について、注湯後の溶湯の温度変化を計測しグラフを図１に示した。図１に示すように、最初にある第１冷却域では、溶湯の温度はほぼ直線的に降下した。このときの冷却速度を求めたところ、３．３℃／ｓｅｃであった（第１冷却工程）。この第１冷却域に続いて移行冷却域が現れた。この部分は、初晶α−Ａｌが晶出を開始したところであると考えられる。この移行冷却域では、初晶α−Ａｌの晶出と共に温度が降下した。特に、後続の第２冷却域に連なる近傍での冷却速度（つまり、Ａｌ−Ｓｉ共晶が晶出し始める直前の冷却速度）は最大で０．７６℃／ｓｅｃであった（移行冷却工程）。本実施例の場合、溶湯全体がほぼ共晶組成にあるため、この移行冷却域は短く、約３０秒間程度であった。この移行冷却域に続いて第２冷却域が出現した。このとき、温度変化は実質的になく、冷却速度もほぼ零とみなせた（第２冷却工程）。この第２冷却域は、初晶α−Ａｌの晶出後の溶湯から、Ａｌ−Ｓｉ共晶が無数にかつ粒状に晶出する部分である。この第２冷却域を６０秒間継続した。その後、Ａｌ−Ｓｉ共晶の凝固途中で、試料のみを氷水中（約０℃）に入れて水焼き入れをした。

こうして得られた柱状の鋳造品を縦方向（長手方向）に切断し、その表面を３５％フッ化水素酸水溶液でマクロ腐食させた写真を図２に示す。これを光学顕微鏡（２００倍）で観察したミクロ組織写真を図３に示す。図２から、得られた鋳造品は、共晶組織が粒状に晶出して粥状に凝固したものであることが解る。図３から、粒状の共晶組織（共晶粒）の周囲にはＳｉ相も存在するが、非常に微細であり鋳造品の機械的性質に影響を及ぼすものではないと思われる。

ちなみに、上記黒鉛シートに替えて、厚さ２ｍｍのガラスファイバーシート（イソライト工業（株）製、イソウール）をキャビティの全内壁面に貼り付けて、同様の試験を行った。このときの第１冷却域における冷却速度は０．８５℃／ｓｅｃで、移行冷却域における冷却速度は０．１９℃／ｓｅｃであり、いずれも上記実施例に比べて遅いものであった。こうして得られた鋳造品のミクロ組織を前述の場合と同様に観察した写真を図４に示した。この場合、Ａｌ−Ｓｉ共晶の周囲に粗大な針状Ｓｉ相が出現していた。この針状Ｓｉ相が粗大になり過ぎると、鋳造品の機械的性質に影響を及ぼすと思われるので、好ましくない。
試料Ｎｏ．２からなる溶湯を、黒鉛シートを貼り付けた金型へ注湯し、前述の場合と同様に鋳造した鋳造品のマクロ組織を、上記実施例と同様に観察した写真を図５に示す。この図５から、溶湯中にＳｒを含ませずに上記の鋳造方法を行った場合、Ａｌ−Ｓｉ共晶組織が金型の壁面から形成されて内部へ進行する表皮形成型の凝固をしていることが解る。

（Ａｌ合金製鋳物の製造）
表１に示した各組成のＡｌ合金製鋳物をダイキャスト鋳造した。
ダイキャスト鋳造は、縦型ダイキャスト機を用いて次のように行った。
ダイキャスト機のスリーブ内に合金溶湯（６４５℃）を注湯し、これを放冷して半凝固状態のスラリとした。このスラリをプランジャ（φ４０ｍｍ）で金型のキャビティへ加圧注入後（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）。この他の鋳造条件は、スリーブ長さ：６０ｍｍ、注湯量：２００ｇ、鋳造圧力：６４ＭＰａ、射出（プランジャ）速度：０．６ｍ／ｓ、金型温度：室温、鋳物形状：幅６０ｍｍｘ高さ５０ｍｍｘ厚さ１０ｍｍの平板とした。得られたダイキャスト鋳造品をＸ線透過観察したところ、鋳造欠陥等がなく良好であった。
なお、ここでは、レオキャストによりダイキャスト鋳造品を製造したが、前述のビレット（チクソ用ビレット）を用いてチクソキャストしてダイキャスト鋳造品を製造しても良い。

本発明の実施例（試料Ｎｏ．１）について、溶湯を冷却、凝固させた際の冷却曲線図である。 その実施例のマクロ組織を示す写真である。 その実施例のミクロ組織を示す写真である。 冷却速度を変更した実施例（試料Ｎｏ．１）のミクロ組織を示す写真である。 別の実施例（試料Ｎｏ．２）のマクロ組織を示す写真である。 Ａｌ−Ｓｉ合金の状態図と初晶Ａｌの固相率の一例を示すグラフである。

Claims (13)

1. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のケイ素（Ｓｉ）と主成分であるアルミニウム（Ａｌ）とからなり、
   Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ共晶合金。
2. さらに、０．００３〜０．３質量％のストロンチウム（Ｓｒ）を含む請求項１に記載のＡｌ−Ｓｉ共晶合金。
3. さらに、５質量％以下の銅（Ｃｕ）を含む請求項１または２に記載のＡｌ−Ｓｉ共晶合金。
4. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯またはスラリを鋳型に注入し凝固させて得られ、
   Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有することを特徴とするＡｌ合金製鋳物。
5. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなり、
   Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有しており、
   加熱した際に、該共晶粒からなる固相と該共晶マトリックスの溶融した液相とが共存したスラリとなり得ることを特徴とする鋳造用Ａｌ合金。
6. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶が晶出しない第１冷却域で冷却する第１冷却工程と、
   該第１冷却工程後の溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒が晶出する第２冷却域で冷却する第２冷却工程とを備え、
   該共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ共晶合金が得られることを特徴とするＡｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法。
7. 前記第１冷却工程は、少なくとも前記第１冷却域の末期の冷却速度を２〜１０℃／ｓｅｃとする工程である請求項６に記載のＡｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法。
8. 前記第１冷却域から前記第２冷却域へ移行する移行冷却域で、前記第１冷却工程の冷却速度より遅く前記第２冷却工程の冷却速度より速い冷却速度で該第１冷却工程後の溶湯を冷却する移行冷却工程を備える請求項６または７に記載のＡｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法。
9. 前記移行冷却工程は、前記移行冷却域における最大の冷却速度を０．３℃／ｓｅｃ以上とする工程である請求項８に記載のＡｌ−Ｓｉ共晶合金の製造方法。
10. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなると共にＡｌ−Ｓｉ共晶からなる固相が液相と共存したスラリを調製するスラリ調製工程と、
    該スラリを鋳型に注入する注入工程と、
    該注入されたスラリを冷却して凝固させる凝固工程とを備え、
    Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有するＡｌ合金製鋳物が得られることを特徴とするＡｌ合金製鋳物の製造方法。
11. 前記スラリ調製工程は、全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなると共にＡｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有する鋳造用Ａｌ合金を加熱して半溶融させる半溶融工程である請求項１０に記載のＡｌ合金製鋳物の製造方法。
12. 前記注入工程は、前記スラリを金型のキャビティ内へ射出する射出工程である請求項１０に記載のＡｌ合金製鋳物の製造方法。
13. 全体を１００質量％としたときに９〜１３質量％のＳｉと主成分であるＡｌとからなる溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶が晶出しない第１冷却域で冷却する第１冷却工程と、
    該第１冷却工程後の溶湯を、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒が晶出する第２冷却域で冷却する第２冷却工程とを備え、
    該共晶粒がＡｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス中に分散した複合共晶組織を有すると共に加熱した際に該共晶粒からなる固相と該共晶マトリックスの溶融した液相とが共存したスラリとなり得る鋳造用Ａｌ合金が得られることを特徴とする鋳造用Ａｌ合金の製造方法。

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