JP2006322032A - セミソリッド鋳造用アルミニウム合金、並びにアルミ合金鋳物とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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アルミ合金鋳物をセミソリッド鋳造により製造する場合の最適なアルミニウム合金、及びアルミ合金鋳物及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを用いて鋳造するセミソリッド鋳造用のアルミニウム合金である。Ｓｉ：９％（質量％、以下同様）以上、１３％未満、Ｓｒ：０．００３％以上、０．３％以下、Ｎａ：０．００１％以上、０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる。ＳｒとＮａとは、Ｎａ（ｐｐｍ）≧−１．０３・Ｓｒ（ｐｐｍ）＋８０．４の関係を満たすことが好ましい。Ｍｇ：０．０５％以上、１％未満を含有していることが好ましい。
【選択図】図１

Description

本発明は、セミソリッド鋳造に最適なＡｌ−Ｓｉ系合金、及びこれを用いてセミソリッド鋳造することにより得られたアルミ合金鋳物とその製造方法に関するものである。

様々な金属部品においては、軽量化の要請に基づいて、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は、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が多い。

鋳造方法には様々な方法があるが、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、鋳型のキャビティヘ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、鋳型の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、上記記載の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アルミ合金鋳物をセミソリッド鋳造により製造する場合の最適なアルミニウム合金、及びそれを用いてセミソリッド鋳造することにより得られた優れたアルミ合金鋳物及びその製造方法を提供しようとするものである。

第１の発明は、固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを用いて鋳造するセミソリッド鋳造用のアルミニウム合金であって、
Ｓｉ：９％（質量％、以下同様）以上、１３％未満、Ｓｒ：０．００３％以上、０．３％以下、Ｎａ：０．００１％以上、０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とするセミソリッド鋳造用アルミニウム合金にある（請求項１）。

本発明のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金（以下、適宜、単にアルミニウム合金という）は、その名称の通り、セミソリッド鋳造を行うためのアルミニウム合金であり、これを用いることによって、容易にセミソリッド鋳造を実施することができ、組織的にも非常に優れた共晶組成のアルミ合金鋳物を得ることができる。

本発明のアルミニウム合金は、上記特定の成分組成を有するＡｌ−Ｓｉ共晶合金よりなる。ここで、上記「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、後述するアルミ合金鋳物と同様の組織状態が得られた場合に、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重量％と定めた。

Ｓｉ量が９重量％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重量％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重量％、１０．５重量％さらに１１重量％としても良く、Ｓｉ量の上限は１２．５重量％、１２重量％としても良い。

また、本発明のアルミニウム合金は、Ｓｒを０．００３％以上、０．３％以下含有する。
Ｓｒは、本発明のアルミニウム合金をセミソリッド鋳造用として用いる際に最適なスラリ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Ｓｒの含有量が、０．００３重量％（３０ｐｐｍ）未満では少なすぎて上述した効果が十分には得られない。０．３重量％（３０００ｐｐｍ）超では、Ａｌ−Ｓｉ共晶（共晶Ｓｉ相ともいう）が粒状に晶出せず、粗い針状組織となって、最終的に得られるアルミ合金鋳物の機械的性質を低下させてしまう。そのため、その下限は０．００５重量％、その上限は０．０５重量％であるとより好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金は、Ｎａ：０．００１％以上、０．０５％以下を含有する。
上記のごとく、Ｓｒの添加は粥状凝固状態を得るために非常に有効であるが、冷却条件が比較的遅い条件の場合には、共晶Ｓｉ相が針状に晶出してしまうことがあり、冷却条件の管理を厳密に行う必要がある。これに対し、Ｎａを上記Ｓｒと同時に添加することにより、例えば砂型のような凝固速度条件が比較的遅い場合であっても、共晶Ｓｉ相が針状に晶出することを抑制し、なおかつ、粥状凝固状態を達成することができる。そのため、冷却条件の管理をあまり厳格に行わなくても、所望の組織のアルミ合金鋳物を容易に得ることができる。そして、共晶Ｓｉの針状化抑制によって、針状化した場合に比べて機械的性質を大きく向上させることができるのである。

上記Ｎａの含有量が０．００１％（１０ｐｐｍ）未満の場合には、冷却速度条件によって共晶Ｓｉ相が針状に晶出することを防止する効果が得られず、一方、０．０５％（５００ｐｐｍ）を超える場合には、Ｓｒによる粥状凝固効果を打ち消してしまい、セミソリッド鋳造に供することが困難となってしまう。また、０．０５％を超える場合、溶湯中で金属間化合物（たとえばＡｌ−Ｓｉ−Ｎａ化合物）が生成してしまうおそれもある。Ｎａ含有量のより好適な範囲は１０〜１００ｐｐｍである。

第２の発明は、上記第１の発明のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金を、固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリとし、該スラリを鋳型に注入することによって作製してあり、
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いることを特徴とするアルミ合金鋳物にある（請求項５）。

本発明のアルミ合金鋳物は、上記第１の発明のアルミニウム合金を上記スラリとし、これを鋳型に注入したセミソリッド鋳造品であり、上記の複合共晶組織を有している。すなわち、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶粒と、同じくＡｌ−Ｓｉ共晶からなり上記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。そのため、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。

このようなＡｌ−Ｓｉ共晶合金からなる本発明の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。

第３の発明は、上記第２の発明のアルミ合金鋳物を製造する方法であって、第１の発明のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金を、固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを得るスラリ調製工程と、
上記スラリを鋳型に注入する注入工程と、
注入された上記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アルミ合金鋳物を得ることを特徴とするアルミ合金鋳物の製造方法にある（請求項６）。

この製造方法では、上記第１の発明のアルミニウム合金を原料として用いることにより、上記の優れたアルミ合金鋳物を容易に製造することができる。
すなわち、上記スラリ調製工程では、上記アルミニウム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、固液共存状態となり、最終的に得られる複合共晶組織中の主に共晶粒が固相となり、主に共晶マトリックスが液相となったものである。このスラリを調製する際には、完全に溶融させた溶湯を上記共晶粒が生じる温度まで冷却する必要があるが、上記アルミニウム合金に上記特定量のＳｒとＮａを同時添加している効果によって、冷却速度の厳密な管理を行わなくても理想的な状態のスラリを得ることができる。
そして、上記注入工程及び凝固工程を経ることによって、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確実に得ることができる。

上記第１の発明のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金においては、ＳｒとＮａとは、Ｎａ（ｐｐｍ）≧−１．０３・Ｓｒ（ｐｐｍ）＋８０．４の関係を満たすことが好ましい（請求項２）。上記関係を満たすことによって、上記ＳｒとＮａの同時添加による作用効果をより確実に得ることができる。

さらに、Ｍｇ：０．０５％以上、１％未満を含有していることが好ましい（請求項３）。
Ｍｇは、溶湯中のＳｒやＮａの酸化損耗を防止する効果があり、これは、Ｍｇがこれら元素よりも優先的に酸化するためである。また、時効硬化熱処理でＭｇ₂Ｓｉを形成して合金を析出強化する効果もある。その含有量は０．０５％以下では酸化損耗防止に不充分である。また１％を超えてもこれらの効果が飽和してしまう。より好適な範囲は０．１〜０．７％である。

さらに、Ｃｕ：５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｆｅ：０．０５％以上、１％未満、Ｔｉ：０．０３％以上、０．３％以下、Ｃｒ：０．０３％以上、０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｚｎ：３％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．２％以下、Ｚｒ：０．０５％以上、０．３％以下、またはＳｎ：０．２％以下の少なくとも一種を含有していることが好ましい（請求項４）。

Ｃｕは固溶強化に寄与する。また、時効硬化熱処理を施すとＣｕＡｌ₂を形成して、合金を析出強化させる。さらに、粒状に晶出する共晶組織の粒径を小さくし微細に晶出させる効果がある。これらの効果を得るために、上記のごとくＣｕを５％以下含有することが好ましい。Ｃｕ含有量が５％を超えると、Ｓｒによる共晶の粒状化効果が無くなり、表皮形成型の凝固形態となるため不適である。より好ましいＣｕ含有量は１〜３．５％である。

ＭｎはＦｅやＴｉとの共存により金属間化合物を形成し強度の向上に寄与する。また鋳造時の金型焼き付きを防止する。これらの効果を得るためにＭｎを１％以下含有することが好ましい。Ｍｎ含有量が１％を超えると粗大化合物が生成されるので好ましくない。より好ましいＭｎ含有量は、０．０５〜０．５％である。

Ｆｅは不可避不純物であるが、鋳造時の金型焼き付き防止を目的として０．０５％以上添加してもよい。Ｆｅ含有量が１％を超えると針状化合物が生成されるので好ましくない。より好ましいＦｅ含有量は、０．１〜０．５％である。

Ｔｉは凝固時に初晶として晶出するα−Ａｌを微細化するので、その効果を得るために、０．０３％以上添加してもよい。Ｔｉ含有量が０．３％を超えると粗大な化合物が晶出するので好ましくない。なお、Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金、Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には、不純物としてＢおよびＣの含有を許容する。

Ｃｒを０．０３〜０．５％含んでもよい。Ｃｒは、耐熱性、および耐摩耗性の向上に寄与する。Ｃｒ添加量が０．０３％未満の場合には、その効果がほとんどなく、０．５％を超える場合には、靱性、疲労強度の低下を招くおそれがある。

Ｎｉを２％以下の範囲で含んでもよい。Ｎｉは、高温強度を増加させ、硬さを増加させる効果が得られるが、多量に添加されると耐食性を低下させるおそれがあるため、その含有量は２％以下が好ましい。

Ｚｎは不可避的不純物に含まれるが、強度向上のために積極添加してもよい。特にＭｇとの共存により、機械的性質、機械加工性を向上させるという役割を果たす。Ｚｎを多量に含有すると靱性が劣化し、耐食性が悪くなるおそれがあることから、その含有量は３％以下が好ましい。

Ｖを０．０１％〜０．２％含んでもよい。Ｖは鋳造性または流れ挙動を改善する。Ｖ添加量が０．０１％未満ではＶ添加の効果が十分に得られず、０．２％を超えると靱性、疲労強度の低下を招くおそれがある。

Ｚｒを０．０５〜０．３％含んでもよい。Ｚｒは結晶粒微細化に有効である。Ｚｒ添加量が０．０５％未満の場合には、結晶粒微細化効果が少なく、０．３％を超える場合には粗大なＺｒ化合物が生成して靱性が低下するおそれがある。

Ｓｎは０．２％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量が０．２％を超えると低融点化合物が晶出し、鋳造性を劣化させてしまい、欠陥が増加して機械的性質が低下するおそれがある。

次に、上記第２の発明のアルミ合金鋳物の組織は、上記のごとく、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。

次に、上記第３の発明のアルミ合金鋳物の製造方法における上記スラリ調製工程では、上記アルミニウム合金を完全に溶融させた状態から、その溶湯を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、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冷却工程とを行うこととなる。ここで、原料となる上記アルミニウム合金が、上記特定量のＳｒのみを含有し、上記特定量のＮａを含有していない場合には、上記第１冷却域における冷却方法が重要である。具体的には、第１冷却域における冷却速度が遅すぎると、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。

ところが、本発明では、用いるアルミニウム合金が、上記特定量のＳｒと同時に、上記特定量のＮａを含有しているので、上記のような冷却条件に依る不具合の発生がほとんど生じない。それ故、上記第１冷却域での冷却条件については、それほど厳密な管理をする必要がないので、常に安定した製造を実現することができる。

なお、上記スラリ調製工程は、鋳造機等に投入する前に完了してもよいし、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。

量産される多くのアルミ合金鋳物は、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。

また、得られたアルミ合金鋳物は、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。特にダイキャスト鋳造品であれば、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。

また、本発明のアルミ合金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１）
実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
本例では、セミソリッド鋳造用アルミニウム合金として複数の合金（試料１〜１０）を準備し、これらを用いてアルミ合金鋳物を製作した。
具体的には、まず、表１に示すごとく、およそＡｌ−１１％Ｓｉ−２．５％Ｃｕを基本とした成分組成を有する各種合金組成のものを、それぞれ１．５ｋｇずつ温度７５０℃にて溶解した。各合金は、地金として、福岡アルミ工業（株）製の純Ａｌ、Ａｌ−２５％Ｓｉ、Ａｌ−４０％Ｃｕ、Ａｌ−１０％Ｍｇを採用し、これらを適宜秤量混合したものである。

上記の完全に液相となっている溶湯を、熱分析用シェルカップ（ＳＧカップ−Ａ、（株）ナカヤマ製）に注湯し、φ３０×５０の鋳物を鋳込んだ。注湯から２分後に水浴中にて焼入を施し、粥状凝固の達成状況、および共晶Ｓｉの形状を観察した。この観察では、完全に全体が液相であった溶湯が、途中で固液共存状態となって、粥状凝固状態が得られたか否かを判断することができる。
図１に良好な凝固組織の例を示す。これは試料５のものである。同図に示すごとく、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒１が、Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス２中に分散した複合共晶組織が得られている。また、針状の共晶Ｓｉが存在していない。

表１には、上記のような粥状凝固が得られたか否か、共晶Ｓｉの針状化が抑制できたか否かを評価した結果を、達成できた場合を○、できなかった場合を×として示す。
表１から知られるごとく、Ｓｒ及びＮａ含有量が本発明の範囲内である試料１、５、７、８、９、１０は、いずれも、粥状凝固が達成でき、共晶Ｓｉの針状化も抑制できた。
これに対し、試料２は、粥状凝固は達成できたが、共晶Ｓｉの針状化が抑制できなかった。この原因は、Ｎａ含有量が少な過ぎたためであると考えられる。
試料３は、粥状凝固も達成できず、共晶Ｓｉの針状化抑制もできなかった。この結果から、Ｎａ含有量が適正であっても、Ｓｒ含有量が少なすぎると、粥状凝固が達成できないだけではなく、共晶Ｓｉの針状化も抑制できないことがわかる。
試料４も、粥状凝固も達成できず、共晶Ｓｉの針状化抑制もできなかった。この原因は、Ｓｒ含有量とＮａ含有量が共に少なすぎたためであると考えられる。
試料６は、粥状凝固は達成できたが、共晶Ｓｉの針状化が抑制できなかった。この原因は、試料２の場合と同様に、Ｎａ含有量が少な過ぎたためであると考えられる。

また、本例では、図２に示すごとく、各試料におけるＳｒとＮａの含有量の関係をプロットすると共に、粥状凝固と共晶Ｓｉの針状化抑制の両方を達成した場合を○印で、いずれかが達成できなかった場合を×印で示した。同図は、横軸にＳｒ含有量（ｐｐｍ）を、縦軸にＮａ含有量（ｐｐｍ）を取ったものである。
同図から知られるごとく、Ｓｒ含有量が０．００３％（３０ｐｐｍ）以上、Ｎａ含有量が０．００１％（１０ｐｐｍ）以上である場合には、すべて粥状凝固と共晶Ｓｉの針状化抑制の両方が達成できている。また、さらに考察すると、ＳｒとＮａとの相乗効果を考慮すれば、少なくとも、Ｎａ（ｐｐｍ）≧−１．０３・Ｓｒ（ｐｐｍ）＋８０．４の関係を満たす領域であれば、確実に粥状凝固と共晶Ｓｉの針状化抑制の両方を達成することができることがわかる。

（実施例２）
本例では、鋳造品の機械的性質を比較するために、縦型ダイキャスト鋳造機を用いて加圧鋳造した。
具体的には、表２に示した各合金を上記と同様に溶解した。これをダイキャスト機のスリーブに５７７℃で注湯してから放冷することで固相と液相とが共存した状態のスラリとした（スラリ調製工程）。

次に、鋳造圧７２ＭＰａにてキャビティ内に加圧鋳造（注入工程）を行い、キャビティ内で凝固させ（凝固工程）、φ４０×７５ｍｍの円筒状鋳物を得た。
この鋳物から平行部径４ｍｍ、長さ２０ｍｍの引張試験片を切り出して引張試験に供した。結果を表３に示す。また、組織観察によって、粥状凝固と共晶Ｓｉの針状化抑制の達成状況を実施例１と同様に表２に示す。

表２、表３から知られるごとく、試料１１と試料１２は、いずれも、適量のＳｒの添加により粥状凝固が達成されているが、共晶Ｓｉの針状化抑制については、Ｎａの適量添加のある試料１２のみが達成している。そして、機械的性質については、試料１２が試料１１よりも引張強さ、０．２％耐力、伸びのいずれも向上している。このことから、Ｎａの適正添加による共晶Ｓｉの針状化抑制の達成によって、機械的性質を大きく向上させることができることがわかる。

実施例１における、試料５のミクロ組織を示す図面代用写真。 実施例２における、ＳｒとＮａの含有量と効果の相関関係を示す説明図。

符号の説明

１ Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる粒状の共晶粒
２ Ａｌ−Ｓｉ共晶からなる共晶マトリックス

Claims (6)

1. 固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを用いて鋳造するセミソリッド鋳造用のアルミニウム合金であって、
   Ｓｉ：９％（質量％、以下同様）以上、１３％未満、Ｓｒ：０．００３％以上、０．３％以下、Ｎａ：０．００１％以上、０．０５％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなることを特徴とするセミソリッド鋳造用アルミニウム合金。
2. 請求項１において、ＳｒとＮａとは、Ｎａ（ｐｐｍ）≧−１．０３・Ｓｒ（ｐｐｍ）＋８０．４の関係を満たすことを特徴とするセミソリッド鋳造用アルミニウム合金。
3. 請求項１又は２において、さらに、Ｍｇ：０．０５％以上、１％未満を含有していることを特徴とするセミソリッド鋳造用アルミニウム合金。
4. 請求項１〜３のいずれか１項において、さらに、Ｃｕ：５％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｆｅ：０．０５％以上、１％未満、Ｔｉ：０．０３％以上、０．３％以下、Ｃｒ：０．０３％以上、０．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｚｎ：３％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．２％以下、Ｚｒ：０．０５％以上、０．３％以下、またはＳｎ：０．２％以下の少なくとも一種を含有していることを特徴とするセミソリッド鋳造用アルミニウム合金。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金を、固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリとし、該スラリを鋳型に注入することによって作製してあり、
   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いることを特徴とするアルミ合金鋳物。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金を、固相と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを得るスラリ調製工程と、
   上記スラリを鋳型に注入する注入工程と、
   注入された上記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アルミ合金鋳物を得ることを特徴とするアルミ合金鋳物の製造方法。

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