JP2008001954A - セミソリッド鋳造用アルミニウム合金及びアルミニウム合金鋳物の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】スラリー中のＡｌ−Ｓｉ共晶粒のサイズを５００μｍ以下に抑えることができるセミソリッド鋳造用アルミニウム合金、及びこれを用いた鋳物の製造方法の提供。
【解決手段】Ａｌ−Ｓｉ共晶粒が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アルミニウム合金鋳物を、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して製造するためのセミソリッド鋳造用アルミニウム合金であって、Ｓｉ：９〜１３％、Ｓｒ：０．００３〜０．３％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０３〜１％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜３％、Ｃｒ：０．１〜１％のうち１種又は２種以上を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、スラリを得る際のα−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃとした場合に、スラリー中における共晶粒の大きさが５００μｍ以下である。
【選択図】なし

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アルミニウム合金鋳物を製造する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亜共晶合金の場合で、初晶Ｓｉが晶出するのはＳｉ量が共晶組成よりも多いＡｌ−Ｓｉ過共晶合金の場合である。

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。

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異なる。
そして、特許文献４には、以上のような事情に鑑みて為されたセミソリッド鋳造用アルミニウム合金が示されている。

特開２００２−１０５６１１号公報 特表２００２−５３５４８８号公報 特開平８−３２５６５２号公報 特開２００５−８９８２７号公報

上記特許文献４に示されたアルミニウム合金は、合金全体が主にＡｌ−Ｓｉ共晶からなり、組成の偏在等が殆どない状態が実現されている。
しかしながら、上記特許文献４を含む従来技術においては、スラリーにおけるＡｌ−Ｓｉ共晶粒のサイズを細かくすることができず、スラリー中の共晶粒サイズが５００μｍを超えてしまう。そのため、鋳造時に型内へ固相（Ａｌ−Ｓｉ共晶粒）と液相とが共存した状態の溶湯であるスラリを充填する際に、流動性が悪くなり、得られた鋳物に欠陥が残る場合がある。

本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたもので、スラリー中のＡｌ−Ｓｉ共晶粒のサイズを５００μｍ以下に抑えることができるセミソリッド鋳造用アルミニウム合金、及びこれを用いたアルミニウム合金鋳物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、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アルミニウム合金鋳物を、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して製造するためのセミソリッド鋳造用アルミニウム合金であって、
Ｓｉ：９〜１３％（質量％、以下同様）、
Ｓｒ：０．００３〜０．３％を含有し、
さらに、
Ｔｉ：０．０３〜１％、
Ｚｒ：０．０３〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜３％、
Ｃｒ：０．１〜１％、
のうち１種又は２種以上を含有し、
残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
かつ、上記スラリを得る際のα−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃとした場合に、上記スラリー中における上記共晶粒の大きさが５００μｍ以下であ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ニウム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、後述するアルミニウム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０．００３〜０．３％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、共晶Ｓｉ相が粗い針状組織となって、最終的に得られるアルミニウム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において最も注目すべきことは、さらに、Ｔｉ：０．０３〜１％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜３％、Ｃｒ：０．１〜１％、のうち１種又は２種以上を必ず含有することである。これにより、上記Ａｌ−Ｓｉ共晶粒のサイズを小さくすることができる。そして、上記スラリを凝固させる際のα−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃとした場合に、上記共晶粒の大きさが５００μｍ以下という要件を実現することができる。

この理由は、上記Ｔｉ等の元素を添加することにより得られる金属間化合物等が、Ａｌ−Ｓｉの二元共晶組織の不均質凝固核となるためと考えられる。つまり、上記Ｔｉ等の元素の添加によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒生成の起点となる化合物量が増加し、溶湯内での核生成頻度が上昇することによって、上記Ｔｉ等を適量含有していない場合に比べて多くのＡｌ−Ｓｉ共晶粒が細かく生成するためであると考えられる。以下、各元素ごとの含有範囲について説明する。

Ｔｉを含有する場合には、０．０３〜１％の範囲とする。この範囲のＴｉ含有によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒生成の核となる金属間化合物であるＡｌ₃Ｔｉ等を晶出させることができる。Ｔｉ含有量が０．０３％未満の場合には、Ａｌ₃Ｔｉ等の金属間化合物の晶出量が少ないために、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒の微細化効果を十分に得ることができない。そのため、好ましくは、Ｔｉ含有量を０．３％以上とするのがよい。また、Ｔｉを０．０３％以上添加することによって、凝固時に初晶として晶出するα−Ａｌを微細化する効果も得ることができる。一方、Ｔｉ含有量が１％を超える場合には、粗大なＴｉ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。

Ｚｒを含有する場合には、０．０３〜０．５％の範囲とする。この範囲のＺｒ含有によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒生成の核となる金属間化合物であるＡｌ₃Ｚｒ等を晶出させることができる。Ｚｒ含有量が０．０３％未満の場合には、Ａｌ₃Ｚｒ等の金属間化合物の晶出量が少ないために、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒の微細化効果を十分に得ることができない。そのため、好ましくは、Ｚｒ含有量を０．３％以上とするのがよい。一方、Ｚｒ含有量が０．５％を超える場合には、粗大なＺｒ化合物が晶出するので好ましくない。

Ｎｉを含有する場合には、０．１〜３％の範囲とする。この範囲のＮｉ含有によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒生成の核となる金属間化合物であるＡｌ₃Ｎｉ等を晶出させることができる。Ｎｉ含有量が０．１％未満の場合には、Ａｌ₃Ｎｉ等の金属間化合物の晶出量が少ないために、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒の微細化効果を十分に得ることができない。そのため、好ましくは、Ｎｉ含有量を２％以上とするのがよい。またＮｉを０．１％以上添加することによって、高温強度を増加させ、硬さを増加させる効果を得ることもできる。一方、Ｎｉ含有量が３％を超える場合には、粗大なＮｉ化合物が晶出するので好ましくない。

Ｃｒを含有する場合には、０．１〜１％の範囲とする。この範囲のＣｒ含有によって、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒生成の核となる金属間化合物であるＡｌ₇Ｃｒ等を晶出させることができる。Ｃｒ含有量が０．１％未満の場合には、Ｃｒ添加によって生ずる金属間化合物の晶出量が少ないために、Ａｌ−Ｓｉ共晶粒の微細化効果を十分に得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１％を超える場合には、粗大なＣｒ化合物が晶出するので好ましくない。

第２の発明は、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ニウム合金鋳物を製造する方法であって、
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、
上記スラリ調整工程においては、α−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上とすることにより、上記スラリー中の上記共晶粒の大きさを５００μｍ以下とすることを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法にある（請求項４）。

この製造方法では、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原料として用いることにより、優れたアルミニウム合金鋳物を容易に製造することができる。
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、上記第１の発明のセミソリッド鋳造用アルミニウム合金を用い、凝固過程におけるα−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上とすることにより、スラリ中の上記共晶粒の大きさを５００μｍ以下とする。これにより、上記注入工程において、スラリの流動性を十分に維持することができ、鋳造欠陥の発生を防止することができる。また、得られるアルミニウム合金鋳物におけるＡｌ−Ｓｉ共晶粒の大きさも微細化することができ、優れた特性を得ることができる。

そして、また、得られたアルミニウム合金鋳物は、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。

上記第１の発明においては、さらに、Ｎａ：０．００１〜０．０５％を含有することが好ましい（請求項２）。
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ニウム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。

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。

また、さらに、Ｍｇ：０．０５〜１％、Ｃｕ：５％以下、Ｚｎ：３％以下、Ｓｎ：０．２％以下のうち１種又は２種以上を含有することが好ましい（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。

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、靱性が劣化して耐食性が悪く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。

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。

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。

また、第１の発明においては、Ｍｎを０．１〜２％の範囲でさらに含有させてもよい。Ｍｎを０．１％以上添加することによって、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効果を得ることができる。一方、Ｍｎ含有量が２％を超える場合には、粗大なＭｎ化合物が晶出するので好ましくない。

また、同様に、Ｆｅを０．６％以下の範囲でさらに含有させてもよい。Ｆｅ含有量が０．６％を超える場合には、粗大なＦｅ化合物が晶出するので好ましくない。

また、上記第２の発明のアルミニウム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、上記のα−Ａｌ相が単独で晶出している区間は、上記第１冷却工程と上記第２冷却工程との間の移行冷却域に相当する区間であり、少なくともその区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上とする。これによって、上記スラリー中の上記共晶粒の大きさを５００μｍ以下とすることができる。

また、得られるアルミニウム合金鋳物は、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、本発明のアルミニウム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。

実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
本例では、Ａｌ−Ｓｉ共晶組成を基本とする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１〜７）を準備し、１ｋｇずつ溶解温度７５０℃にて溶解した。
具体的には、表１に示す組成となるように、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、Ａｌ−１０％Ｍｎ、Ａｌ−１０％Ｆｅ、Ａｌ−５％Ｔｉ、Ａｌ−１０％Ｚｒ、Ａｌ−２０％Ｎｉを用い、これらを適宜秤量混合して用いた。

そして、７５０℃にて溶解した上記組成の合金の溶湯を、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。このとき、α−Ａｌ相が単独で晶出している区間（上記移行冷却域）の冷却速度は０．５℃／ｓｅｃであった。
次に、注湯から３分後に水浴中にて焼入を施し、その断面を観察し、画像解析ソフトウェア（Image-Pro Plus Ver.4、 Media Cybernetics社製）を用いてＡｌ−Ｓｉ共晶粒の大きさを測定した。
測定結果を表１に示す。

表１より知られるごとく、Ｔｉ：０．０３〜１％、Ｚｒ：０．０３〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜３％、Ｃｒ：０．１〜１％、のうち少なくとも１種を含有する本発明の実施例である試料３〜７は、いずれも共晶粒サイズが５００μｍ以下まで細かくできることがわかる。一方、上記Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｒのいずれも適正量含有していない比較例としての試料１、２は、共晶粒サイズが５００μｍを超える結果となった。

Claims (4)

1. 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アルミニウム合金鋳物を、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して製造するためのセミソリッド鋳造用アルミニウム合金であって、
   Ｓｉ：９〜１３％（質量％、以下同様）、
   Ｓｒ：０．００３〜０．３％を含有し、
   さらに、
   Ｔｉ：０．０３〜１％、
   Ｚｒ：０．０３〜０．５％、
   Ｎｉ：０．１〜３％、
   Ｃｒ：０．１〜１％、
   のうち１種又は２種以上を含有し、
   残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
   かつ、上記スラリを得る際のα−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃとした場合に、上記スラリー中における上記共晶粒の大きさが５００μｍ以下であ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、さらに、Ｎａ：０．００１〜０．０５％を含有す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。
3. 請求項１又は２において、さらに、Ｍｇ：０．０５〜１％、Ｃｕ：５％以下、Ｚｎ：３％以下、Ｓｎ：０．２％以下のうち１種又は２種以上を含有す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. 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ニウム合金鋳物を製造する方法であって、
   請求項１〜３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、
   上記スラリ調整工程においては、α−Ａｌ相が単独で晶出している区間の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上とすることにより、上記スラリー中の上記共晶粒の大きさを５００μｍ以下とすることを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。