JP2008127579A - アルミニウム合金 - Google Patents

Abstract

【課題】鍛造性が良く、耐摩耗性及び耐熱性に優れ、連続鋳造時に表面欠陥が少なく、金属間化合物の大きさを小さく制御するのが容易で内部組織の均一性に優れたアルミニウム合金の提供を目的とする。
【解決手段】鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで且つ鋳型の下端部に噴射した冷却水により下端部を局部的に冷却した断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して製造したものであり、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％を含有し、ＮｉをＣｕよりも多く含有しているとともに、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の最大長さは３〜１００μｍであることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、鍛造性が良く耐熱性及び耐摩耗性に優れ、連続鋳造時に表面欠陥が少なく内部組織の均一性に優れたアルミニウム合金に関する。

アルミニウム合金はアルミニウム地金を溶解し、これに化学成分組成を調整する母合金を添加溶解し成分組成調整した溶湯をビレット等の鋳塊に鋳造して各種加工用素材に広く供されている。
内燃機関に用いられるピストンは、燃焼によるエネルギーを動力に変換するための部品であり、より軽量且つ耐熱性及び耐摩耗性に優れたものが求められる。
このような要求を満足するものとして、アルミニウム合金製の鍛造ピストンが注目されている。
また、これらの目的を達成するために、種々のピストン用のアルミニウム合金が提案されている（特許文献１〜３参照。）。
例えば、特許文献１では、Ｓｉにより耐摩耗性を付与すると共に、Ｃｕ、Ｍｇの析出強化元素を含有し、さらにＦｅ、Ｎｉの高温強度向上に寄与する元素、並びに高温での回復・再結晶抑制効果を有するＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖを共存させたアルミニウム合金が提案されている。
しかしながら、この場合の強度向上の効果は、最高でも２５０℃程度であるため、このようなアルミニウム合金からなるピストンの場合、高温でのピストン天井部における充分な強度を得ることはできない。
一方、特許文献２では、鍛造による晶出物の最大長を２００μｍに制御して、晶出物分散強化により更に高温での強度向上を図ったアルミニウム合金が提案されている。
しかしながら、この場合、金属間化合物を晶出させる遷移元素を多量に添加するため、比重が大きくなり、軽量化によるエンジン性能の向上を妨げてしまう。
また、粗大な晶出物は、内部欠陥や鍛造時の割れを引き起こすため、鍛造による材料の品質向上を図ることが困難となる。
一方、特許文献３では、ピストンに用いられるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の各元素のうち、Ｎｉの含有量を２〜６質量％とすることで、２５０℃以上の高温強度を向上させることが提案されている。
しかしながら、この場合、Ｃｕ、Ｎｉを多量に含有するため、比重が大きくなり、重量が増加することによって、逆に強度を高めたメリットが失われてしまう。
また、粗大な晶出物は、鍛造時に欠陥を発生させ、強度を著しく低下させる原因となる。
さらに、鍛造ピストン用のアルミニウム合金としては、ＪＩＳ規格のＡ４０３２やＡ２６１８等を挙げることができる。
しかしながら、Ａ４０３２は、析出強化による材料であるため、高温に晒されるとピストンの強化が低下してしまう。
一方、Ａ２６１８は、Ｓｉの含有量が少ないため、熱膨張率が高くなり、ピストンの摺動性が悪くなってしまう。

このピストン等の鍛造用素材に用いるアルミニウム合金の鋳造方法としては、水冷鋳型を用いたＤＣ鋳造法と、断熱鋳型を用いた断熱鋳型連続鋳造法が公知である。
ＤＣ鋳造法は、上下貫通した鋳型の上部に溶湯を供給し、鋳型の下部から鋳塊を連続的に引き出す際に、鋳型を水冷してあるとともに鋳型の下部にて鋳塊の表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却する方法で、水冷鋳型による強力な一次冷却により比較的厚みのある凝固殻を形成するため、殻のブレークアウトが発生しにくいが、水冷鋳型による一次冷却と鋳型下部から噴射される冷却水による二次冷却との冷却幅が広いため、内部の金属間化合物の偏析が大きく、鋳塊表面の凹凸も激しいアルミニウム合金になるという技術的課題があった。
一方、断熱鋳型連続鋳造法は、断熱してある鋳型の下端から噴射した冷却水のみで鋳塊を冷却する方法で、鋳型による一次冷却を排除しているため均一な内部組織と平滑な鋳塊表面を得やすいという特徴があるものの、ＤＣ鋳造法に比較して表層の凝固殻が薄く形成されることから、凝固殻のブレークアウトが発生し易く、安定した凝固殻が得られない場合がある。
特に、アルミニウム合金の用途が内燃機関に用いられるピストン等の高い耐熱性及び耐摩耗性が要求されたり、優れた鍛造性が要求される場合には、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ等の添加成分量が多いために、従来の連続鋳造方法では、初晶シリコン、共晶シリコン及び金属間化合物の析出及び成長が複雑化し、凹凸等の表面欠陥を誘発しやすく、また、金属間化合物の著しい偏析が生じたり、金属間化合物の大きさが大きくなりやすく、必要とする材料特性が得られないという技術的課題があった。
また、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ等の添加成分量が多いアルミニウム合金の場合には、押出性が極端に悪いことから、従来の大径ビレットを押出材にしてその後に鍛造製品を得る方法の改善策として、小径ビレットの表面をピーリングしてそのまま鍛造する方法を採用するニーズが高い。
しかし、鋳塊の表面に偏析層が発生したり、凹凸ができるとそれだけピーリング代を多くとらざるを得ず、コスト高の一因となっていた。
このようなニーズに対応するためにはピーリング代を少なく抑えることができる表面欠陥や偏析の少ないアルミニウム合金が必要となっていた。
特許文献４には、断熱部と水冷ケースとを設けた鋳型を開示するが、上下方向の冷却域の幅が広い点ではＤＣ鋳造法や断熱鋳型連続鋳造法と同様であり、添加合金成分量の多いアルミニウム合金の場合には表面欠陥を迎えるのが難しい。

特開平７−２１６４８７号公報 特開２０００−５４０５３号公報 特開平８−２６００８９号公報 特開平９−３８７５１号公報

本発明は、鍛造性が良く耐摩耗性及び耐熱性に優れ、連続鋳造時に表面欠陥が少なく、金属間化合物の大きさを小さく制御するのが容易で内部組織の均一性に優れたアルミニウム合金の提供を目的とする。

上記目的を達成するために、請求項１記載の発明に係るアルミニウム合金は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで且つ鋳型の下端部に噴射した冷却水により下端部を局部的に冷却した断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して製造したものであり、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％を含有し、ＮｉをＣｕよりも多く含有しているとともに、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の最大長さは３〜１００μｍであることを特徴とする。
請求項２記載の発明に係るアルミニウム合金は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで且つ鋳型の下端部に噴射した冷却水により下端部を局部的に冷却した断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して製造したものであり、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％、Ｆｅ：２．０質量％以下を含有し、Ｎｉ及びＦｅの合計がＣｕよりも多く且つＮｉ及びＦｅの合計は５質量％以下であり、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の最大長さは３〜１００μｍであることを特徴とする。
請求項３記載の発明に係るアルミニウム合金は、請求項１又は２記載の合金組成に更に、Ｍｇを２．０質量％以下含有していることを特徴とする。
請求項４記載の発明に係るアルミニウム合金は、請求項１〜３記載のいずれかの合金成分に対して更に、Ｚｒ，Ｔｉのうち少なくとも１種以上を０．２５質量％以下含有し、且つ、Ｚｒ及びＴｉの合計は０．３質量％以下であることを特徴とする。
請求項５記載の発明に係るアルミニウム合金は、請求項１〜４記載のいずれかの合金成分に対して更に、Ｍｎ，Ｃｒのうち少なくとも１種以上含有し、Ｆｅ及びＭｎの合計が２．０質量％以下、Ｆｅ及びＣｒ×５の合計が、２．０質量％以下であることを特徴とする。
請求項６記載の発明は、請求項１〜５記載のいずれかのアルミニウム合金成分に対して金属組織における共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉの平均粒径は、１０〜１００μｍであることを特徴とする。

請求項１記載に係るアルミニウム合金においては、鋳型の下端部を局部的に冷却しつつ、且つ断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して鋳造したことにより、アルミニウム合金の溶湯が凝固する過程において、速やかに凝固が完了するために鋳塊表面の凹凸が小さくなり、鋳塊内部は固液共存温度域が狭くなるため金属間化合物の成長を抑制し、内部組織が均一になる。
従って、鋳塊をビレット等にして鍛造素材等に用いる場合に鋳塊表面のピーリング代を少なく抑えることができるため、加工コストを抑えることができる。
また、アルミニウム合金組成において、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％を含有し、ＮｉをＣｕよりも多く含有し、Ａｌ−Ｎｉ系金属化合物の最大長さを３〜１００μｍにしたことにより線膨張係数を抑えつつ、耐摩耗性及び高温強度を向上することができる。
請求項２記載に係るアルミニウム合金においては、更にＦｅ：２．０質量％以下含有し、Ｎｉ及びＦｅの合計がＣｕよりも多く且つＮｉ及びＦｅの合計は５質量％以下にしたことにより晶出物の粗大化を抑えつつ、Ａｌ−Ｆｅ化合物の晶出により高温強度を向上することができる。
請求項３記載に係るアルミニウム合金においては、Ｍｇを２．０質量％以下含有したことにより、Ａｌに対する固溶強化による生地の強度を向上することができる。
請求項４記載に係るアルミニウム合金においては、Ｚｒ、Ｔｉのうち少なくとも１種以上を０．２５質量％以下含有し、且つＺｎ及びＴｉの合計は０．３質量％以下含有したことにより結晶粒の微細化により耐熱性が向上する。
請求項５記載に係るアルミニウム合金においては、Ｍｎ、Ｃｒのうち少なくとも１種以上含有し、Ｆｅ及びＣｒ×５の合計が２．０質量％以下であることにより、組織を微細化し、高温強度が向上する。
請求項６記載に係るアルミニウム合金においては、金属組織における共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉの平均粒径は、１０〜１００μｍであることにより、摺動性を向上しつつ、鍛造時の割れを防止する。
よって、本発明に係るアルミニウム合金は、鍛造ピストン用の素材に適している。

本発明に係るアルミニウム合金の鋳造に用いる連続鋳造装置の例を図１に示す。
図１に示した連続鋳造装置は、溶湯を流し込む受湯部１と、受湯部の下部に設けた上下に貫通した鋳型２を有している。鋳型の材質としては黒鉛鋳型を用いた。
鋳型の上部側壁には断熱層３を有し、下部側壁の周囲には水冷ジャケット４を設けてある。
水冷ジャケット４は、給水口４ｂ、冷却水室４ｃ及び冷却水噴射ノズル４ａを有している。
冷却水噴射ノズル４ａは、鋳型の外側の下端部２ａに向けて冷却水が噴射するようになっていて鋳型の下端部を局部的に冷却するようになっている。
また、鋳型の下端部の局部的冷却効果を向上させる観点から、鋳型の下側の肉厚を上側に比較して薄くしてある。
溶湯Ｍは鋳型の上部から入り、鋳型の下端部内側２ｂで冷却され凝固界面Ｍｃを形成しつつ、鋳型の下部からビレット等の連続した鋳塊Ｍｓとして先端底部を受台６にて受けながら連続鋳造する。
鋳型２の外側の下端部２ａを局部的に冷却しているので、従来の断熱型連続鋳造法に比較して固液共存温度域の幅ｄが小さくなる。
また、鋳型２の下端部に噴射した冷却水５は鋳塊の表面に沿って下方向に流水部５ａを形成しながら流下する。
本発明に用いる鋳型形状としては、図１に示したような鋳型内周径が鉛直方向に同じであるストレート型に限定されるものではなく、下側が径の大きいテーパー型でもよく、断面形状も円形のみならず異形断面でもよい。
なお、異形断面形状の場合には、最大内接円の径が５０〜１５０ｍｍであることをいう。
本発明の鋳型の下端部局部冷却による連続鋳造方法は、比較的小径のビレット鋳造に効果的であり、概ね、ビレット直径５０〜１５０ｍｍの範囲に適している。
１５０ｍｍを超えると中心部の冷却が不充分となりやすい。

次に、アルミニウム合金組成等について説明する。
（Ｓｉ：８〜１８％）
Ｓｉは、線膨張係数を抑え、その寸法変化を最小限にするとともに、摩耗に耐えるために必要な元素である。
しかしながら、多量に添加すると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、材料の靱性や加工性を低下させることになる。
従って、本発明では充分な効果を得るため、その下限を８％とし、充分な靱性及び加工性を確保するため、その上限を１８％とする。

（Ｃｕ：０．５〜３％）
Ｃｕは、固溶強化により室温から２００℃程度まで材料強度を向上させる元素である。
しかしながら、多量に添加すると、Ａｌ−Ｎｉ系化合物の晶出を妨げ、２５０℃以上での材料強度の向上を妨げるとともに、材料の比重増加になる。
従って、Ｃｕは、２００℃において最低限必要な強度を得るため、その下限を０．５％とし、Ａｌ−Ｎｉ系化合物の晶出を妨げずに、比重の増加を抑えるため、その上限を３％とする。

（Ｎｉ：１〜５％）
Ｎｉは、Ｃｕと共存させることによって、Ａｌ−Ｃｕ−Ｎｉの３元系化合物を晶出し、高温強度を向上させる元素である。
しかしながら、その効果は２５０℃までであり、２５０℃以上での強度向上を図るためには、Ａｌ−Ｎｉ系化合物を晶出させる必要がある。
また、Ａｌ−Ｎｉ系化合物を晶出させるためには、Ｃｕよりも多く添加する必要がある。
しかしながら、多量に添加すると晶出物が粗大化し、材料の靱性が低下するとともに、鍛造時の割れや欠陥等が発生してしまう。
従って、Ｎｉは高温強度に必要なＡｌ−Ｎｉ系化合物を晶出させるため、その下限を１％とし、粗大な化合物の晶出を抑えるため、その上限を５％とする。
さらに、ＮｉをＣｕよりも多く添加する。

（Ｆｅ：２．０％以下）
Ｆｅは、Ｎｉと同様にＡｌとの化合物を晶出し、高温強度を向上させる元素であり、任意に添加することができるが、晶出物の粗大化を抑えるため、最大２％を含むものとする。また、Ｆｅ及びＮｉを同時に添加した場合には、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系化合物を晶出するため、これらＮｉ及びＦｅの合計を５％以下とする。
さらに、Ｎｉ及びＦｅの合計をＣｕよりも多くする。

（Ｍｇ：２．０％以下）
Ｍｇは、固溶強化により生地の強度を向上させる元素であり、任意に添加することができるが、多量に添加すると、Ｍｇ２Ｓｉの晶出により材料の靱性を低下させるため、最大２．０％を含むものとする。

（Ｚｒ：０．２５％以下）
（Ｔｉ：０．２５％以下）
Ｚｒ，Ｔｉは、ともに結晶粒の微細化と耐熱性の向上に寄与する元素である。
しかしながら、多量に添加すると、いずれか一方又は両方がＡｌとの粗大な化合物を晶出させてしまう。従って、Ｚｒ及びＴｉは、粗大な晶出物の生成を抑制するため、最大０．２５％を含むものとする。また、Ｚｒ及びＴｉの合計を０．３％以下とする。

（Ｍｎ：Ｆｅ及びＭｎの合計が２．０％以下）
（Ｃｒ：Ｆｅ及びＣｒ×５の合計が２．０％以下）
Ｍｎ、Ｃｒは、高温強度を向上させ、組織を微細化させる元素であるが、Ｆｅと同時に添加すると、Ａｌ，Ｆｅと粗大な化合物を生じ、鍛造性が低下してしまう。
従って、これらＭｎ、Ｃｒは、Ｆｅとの合計で上限を規定する。すなわち、Ｆｅ及びＭｎの合計を２．０％以下とし、Ｆｅ及びＣｒ×５の合計を２．０％以下とする。

また、図１に示した連続鋳造装置を用いて局部冷却すると金属組織が以下のようになる。
（金属間化合物）
ＡｌとＮｉ、Ｆｅ等の遷移元素との金属間化合物は、材料の変形を抑えることにより高温まで材料強度を向上させる。
しかしながら、金属間化合物は、微細になり過ぎると効果が減少してしまい、過大になり過ぎると、鍛造時の割れや欠陥等の原因となるが、本発明に係るアルミニウム合金では、金属間化合物の最大長さは、３μｍ〜１００μｍの範囲である。

（共晶Ｓｉ，初晶Ｓｉ）
共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉは、摺動性を向上させるために有効となるが、その粒径が過大になり過ぎると、鍛造時の割れや欠陥等の原因となる。
これら共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉの粒径は、３μｍ〜１００μｍの範囲である。

以下、実施例により本発明の効果を明らかなものとする。
なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。

図２の表に示す各添加元素を含有したアルミニウム合金の溶湯を用いて、図１に示す連続鋳造装置にて直径約８３ｍｍのビレットを連続鋳造した。
試料１のビレットの鋳塊表面写真を図３（ａ）に示し、従来の断熱鋳型連続鋳造方法にて鋳造した比較ビレットの鋳塊表面写真を図３（ｂ）に示す。
本発明に係る鋳造方法によると、鋳塊の表面凹凸が５０．０μｍ以下と平滑であったが、従来の断熱鋳型連続鋳造方法のものは表面凹凸が０．５ｍｍを超えていてラッピング状の表面外観であった。
内部組織においても、試料１のものは表皮部から中心部にわたって金属間化合物の大きさが３〜４０μｍと均一であったのに対して、従来の断熱鋳型連続鋳造方法のものは、表皮部と中心部とでは金属間化合物の大きさが不均一であった。
よって、図１の連続鋳造装置を用いた鋳造方法では、鋳塊の表面凹凸が小さく、内部組織が均一であるので、従来の連続鋳造方法より少ないピーリング代で鍛造用素材を得ることができた。

次に、図１の連続鋳造装置を用いて製造したビレットを用いて図４に示すようなピストン形状に鍛造し、試料１〜１２の鍛造ピストンを作製した。
そして、これら試料１〜１２の鍛造ピストンについて、機械的特性および鍛造性の評価を行った。
このうち、試料１〜５は、本発明の条件を満足する実施例であり、試料６〜１０は、本発明の条件を満足しない比較例である。
また、試料１１は、ＪＩＳ規格のＡ４０３２であり、試料１２は、ＪＩＳ規格ＡＣ８Ａである。
表中、成分の欄で「−」と表示してあるのは、その成分は、不可避的不純物として取り扱い、故意には添加していない趣旨である。

なお、表１中に示す評価結果のうち、機械的特性については、各試料１〜１２の鍛造ピストンから試験片を切り出し、これを３００℃で１００時間保持した後に、３００℃の雰囲気にて引張試験を行い、各試験片の抗張力及び伸びを測定した。
また、鍛造性については、各試料１〜１２を３５０℃以上に加熱し、ピストン形状に鍛造したときの割れの有無を調べた。
なお、表１中において、○は、割れが発生しなかった場合を示し、×は、割れが発生した場合を示す。
その結果、実施例１〜５で示した合金成分を有するアルミニウム合金の溶湯を用いて図１に示した方法で連続鋳造すると、金属間化合物のサイズが小さく、鍛造性に優れ、高温強度（抗張力）等の材料特性も良好であった。
さらに、詳細に考察すると、試料１〜５の実施例は、いずれもＡ４０３２より高い抗張力を示し、ＡＣ８Ａよりも高い伸びを示していた。
試料１〜５は、鍛造性について問題が無く、比重も実際のピストンに影響を与えるほど増加していない。
試料２，３は、ＡＣ８Ａよりも高い抗張力及び伸びを示した。
試料１，４，５は、抗張力がＡＣ８Ａより劣るものの、実際のピストンで重要な疲労強度に関しては、微細な組織と鍛造による内部品質の向上によりＡＣ８Ａよりも高い強度を示した。
これに対して、試料６，８，９，１０の比較例は、機械的強度に関して高い値を示しているものの、いずれも鍛造時に割れが発生した。
また、金属組織を調べたところ、試料６はＡｌ−Ｎｉ系の粗大化合物が晶出し、試料８はＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系の粗大化合物が晶出し、試料９はＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大化合物が晶出し、試料１０はＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系の粗大化合物が晶出していて、これらの粗大化合物はいずれも１００μｍを超えていた。
試料７は、強度も高く、粗大な晶出物も無く、鍛造性も良好であったが、比重がＡ４０３２やＡＣ８Ａに比較して約５％も大きい。これに対して実施例は、いずれも比重が２．７以下であり、高い高温強度及び優れた鍛造性を維持しながら比重の増加を抑えることができる。
次に、試料４（本発明）、試料１１（Ａ４０３２）及び試料１２（ＡＣ８Ａ）の鍛造ピストンについて疲労強度試験を行った。
なお、本疲労強度試験では、３００℃の雰囲気で実際のピストンに発生する応力に近い引張り片振りでの疲労曲線の測定を行った。
その測定結果を図５に示す。
次に、試料４（本発明）の鍛造ピストンのミクロ組織写真を図６に示す。
試料９（比較例）のミクロ組織写真を図７に示す。
これら図６及び図７に示すミクロ組織写真から、比較例の鍛造ピストンでは、金属組織内における金属間加工物の最大長さが１００μｍ以上あるのに対して、本発明の鍛造ピストンでは、金属組織内における金属間加工物が微細且つ均質に分散しており、鍛造性を阻害しないレベルに制御されていることがわかる。

本発明に用いた連続鋳造装置の模式図を示す。 アルミニウム合金を用いたピストンの評価結果を示す。 鋳塊表面写真を示す。 鍛造ピストンの一例を示す。 疲労強度試験結果を示す。 本実施例における鍛造ピストンの金属組織写真を示す。 比較例における鍛造ピストンの金属組織写真を示す。

符号の説明

１ 受湯部
２ 鋳型
３ 断熱層
４ａ 冷却水噴射ノズル
５ 冷却水
６ 受台

Claims (6)

1. 鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで且つ鋳型の下端部に噴射した冷却水により下端部を局部的に冷却した断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して製造したものであり、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％を含有し、ＮｉをＣｕよりも多く含有しているとともに、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の最大長さは３〜１００μｍであることを特徴とするアルミニウム合金。
2. 鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで且つ鋳型の下端部に噴射した冷却水により下端部を局部的に冷却した断熱鋳型から出る鋳塊を鋳型の下端部から流下する水で冷却して製造したものであり、Ｓｉ：８〜１８質量％、Ｃｕ：０．５〜３質量％、Ｎｉ：１〜５質量％、Ｆｅ：２．０質量％以下を含有し、Ｎｉ及びＦｅの合計がＣｕよりも多く且つＮｉ及びＦｅの合計は５質量％以下であり、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の最大長さは３〜１００μｍであることを特徴とするアルミニウム合金。
3. 更に、Ｍｇを２．０質量％以下含有していることを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金。
4. 更に、Ｚｒ，Ｔｉのうち少なくとも１種以上を０．２５質量％以下含有し、且つ、Ｚｒ及びＴｉの合計は０．３質量％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金。
5. 更に、Ｍｎ，Ｃｒのうち少なくとも１種以上含有し、Ｆｅ及びＭｎの合計が２．０質量％以下、Ｆｅ及びＣｒ×５の合計が、２．０質量％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金。
6. 金属組織における共晶Ｓｉ及び初晶Ｓｉの平均粒径は、１０〜１００μｍであることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金。