JP2017119890A - 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】 微細な初晶Ｓｉ粒子を有し、高い強度と延性を有する過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金を製造するのに好適な製造方法を提供する。【解決手段】 質量基準で、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、残部がＡｌ、Ｓｉ及び不可避的不純物からなり、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３であることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。【選択図】 図１
Description
本発明は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の製造方法に関するものである。
軽量化、複雑形状の加工容易性、製造コスト低減等の点で有利なアルミニウム合金の鋳造部材は各種の部品に広く使用されている。特に自動車等では、ケースやカバー類の材料としてＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系のＪＩＳ ＡＣ４Ｂ、ＡＤＣ１２等が、また足回り部品やロードホイールの材料としてＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系のＪＩＳ ＡＣ４ＣＨ、ＡＤＣ３等が使用されているが、省エネルギーおよび燃費改善が要求されており、それらを構成するアルミニウム合金鋳造部材にも一層の軽量化および高品質化が望まれている。
近年は、熱処理の適正化やＣＡＥを活用した構造解析により、必要な強度を確保しつつ減肉や薄肉化することによって上記軽量化の要求に応じてきたが、以下に述べるように材料がもつ特性が原因で、さらなる軽量化要求に対応できる余地が少なくなってきている。
ケース、カバー類に多用されている上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、強度は十分あるものの、原子量が大きく耐食性を阻害する元素でもあるＣｕを含むため、過度に薄肉化すると腐食により気密性が損なわれやすくなるおそれがある。また、上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は破断伸びが２．０％以下と延性が小さいので、変形能を要求される部材には適用し難く、適用範囲が限られている。
足回り部品やロードホイール等に適用されている上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金よりも延性が大きいため、変形能も大きい。そしてＣｕを実質的に含まないため耐食性が良好である。強度の指標である０．２％耐力も車両等に適用できる１００ＭＰａ以上あり、さらに熱処理によってさらに大きくすることが可能であるので、鋳造部材の軽量化のための薄肉設計が可能である。ところが、上記のアルミニウム合金は亜共晶組成でありヤング率が７６ＧＰａ以下のため、強度および延性を確保できても、薄肉にすると鋳造部材として必要な剛性を確保することができなくなってしまう。従って、さらなる薄肉設計での軽量化は困難になりつつある。
ヤング率の高いアルミニウム合金として過共晶Ａｌ-Ｓｉ系合金が注目されているが、初晶Ｓｉ粒子が粗大に晶出しやすく延性は著しく低い。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の初晶Ｓｉを微細化する先行技術として、例えば特許文献１に、過共晶Ａｌ-Ｓｉ合金溶湯中のＰ含有量を１ｍａｓｓｐｐｍ以上、５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に調整するとともに、金属Ｎａ又は金属Ｎａを含む金属Ｎａ合金部材を前記過共晶Ａｌ-Ｓｉ合金溶湯に添加する添加ステップを備えることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の製造方法と、アルミニウムマトリクス中に分散している初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が１００μ未満であり、丸みを帯びた外郭形状に形成されている過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が開示されている。
本発明者らは特許文献１に記載のようなＭｇ、ＰおよびＮａを含む過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金について、その組成、ミクロ組織および機械的性質との関係を検討したところ、Ｎａの添加を適切に行わないとアルミニウム合金に含有する水素が増大してしまい、その結果、気泡（ガス欠陥）が多数生じて、機械的性質、特に延性を確保しにくくなってしまうことがわかった。
本発明は、微細な初晶Ｓｉ粒子を有し、高い強度と延性を有する過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金を製造するのに好適な製造方法を提供することを目的としている。
本発明の一形態は、質量基準で、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、残部がＡｌ、Ｓｉ及び不可避的不純物からなり、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３である過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金である。
本発明の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金において、さらに質量基準で０．０５〜０．３％のＴｉを含有するのが好ましい。
また、本発明の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金においては、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであるのが好ましい。
加えて、切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍを超え５μｍ以下であることが好ましい。
さらに加えて、切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／ｍｍ２以下であることが好ましい。
また、本発明の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金においては、破断伸びが５％以上、シャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
加えて、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることが好ましい。
本発明の他の一形態は、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金からなる鋳造部材である。
そして、本発明のさらに他の一形態は、質量基準で、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、残部がＡｌ、Ｓｉ及び不可避的不純物からなる溶湯を、６００℃から５８０℃の間の冷却速度を１５℃／ｓ以上で冷却し凝固させ、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３とする過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金の製造方法である。
本発明によれば、微細な初晶Ｓｉ粒子を有し、高い強度と延性を有する過共晶のＡｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の好適な製造方法が提供される。
以下に、本発明を実施するための形態を、図表を参照しつつ詳細に説明する。
（Ｍｇ）
ＭｇはＳｉとＭｇ２Ｓｉを形成し、引張強さと０．２％耐力を向上させる働きがある。この効果を得るには、Ｍｇは質量基準で０．１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｍｇは０．６％を超えて含有するとＭｇ２Ｓｉが過剰となり、破断伸びが低下する。また、Ｍｇ２Ｓｉは強固な電子化合物であり、それ自体が高いヤング率を有するため、アルミニウム合金のヤング率の向上にも寄与する。Ｍｇの含有量は質量基準で０．１〜０．６％とする。なお、好ましくは０．２〜０．４％であり、より好ましくは０．２５〜０．３５％である。以下、他の合金成分の成分値も質量基準とする。
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（Ｐ）
Ｐは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金における初晶Ｓｉ粒子を微細化する効果がある。初晶Ｓｉ粒子を微細化させるために必要な含有量は０．０００１％（１ｐｐｍ）であり、これに満たない場合は初晶Ｓｉ粒子の微細化は困難である。また、０．０２００％（２００ｐｐｍ）を超えると初晶Ｓｉ粒子が粗大化するようになる。従ってＰの含有量は０．０００１％（１ｐｐｍ）〜０．０２００％（２００ｐｐｍ）である。好ましくは０．００２０％（２０ｐｐｍ）〜０．０１００％（１００ｐｐｍ）である。より好ましくは０．００２０％（２０ｐｐｍ）〜０．００５０％（５０ｐｐｍ）である。
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（Ｎａ）
Ｎａはアルミニウム合金中のＳｉの拡散を抑制するため、Ｐの効果によって微細に晶出した初晶Ｓｉ粒子の成長を抑制する効果がある。このため、適当な量のＮａをＰと共にアルミニウム合金中に含有させることが好ましい。ただし、Ｎａ含有量が０．０４００％（４００ｐｐｍ）を超えると、Ｐ含有による初晶Ｓｉの微細化効果が低下するようになるので好ましくない。また、Ｎａはアルミニウム合金の共晶Ｓｉ粒子を微細化する効果もある。共晶Ｓｉ粒子を微細化するために必要なＮａ含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）であり、これに満たない場合は共晶Ｓｉ粒子が微細化しないために十分な機械的性質、特に延性を得ることが困難になる。このため、Ｎａの含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）〜０．０４００％（４００ｐｐｍ）とする。好ましくは０．０１５０％（１５０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）であり、より好ましくは０．０１８０％（１８０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）である。
Ｎａはアルミニウム合金中のＳｉの拡散を抑制するため、Ｐの効果によって微細に晶出した初晶Ｓｉ粒子の成長を抑制する効果がある。このため、適当な量のＮａをＰと共にアルミニウム合金中に含有させることが好ましい。ただし、Ｎａ含有量が０．０４００％（４００ｐｐｍ）を超えると、Ｐ含有による初晶Ｓｉの微細化効果が低下するようになるので好ましくない。また、Ｎａはアルミニウム合金の共晶Ｓｉ粒子を微細化する効果もある。共晶Ｓｉ粒子を微細化するために必要なＮａ含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）であり、これに満たない場合は共晶Ｓｉ粒子が微細化しないために十分な機械的性質、特に延性を得ることが困難になる。このため、Ｎａの含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）〜０．０４００％（４００ｐｐｍ）とする。好ましくは０．０１５０％（１５０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）であり、より好ましくは０．０１８０％（１８０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）である。
Ｎａのアルミニウム合金への添加方法はＮａのハロゲン化物を含有するフラックスをアルミニウム合金溶湯（以下、溶湯ともいう。）の表面に撒いて撹拌する方法だけでなく、アルミニウムまたはアルミニウム合金で金属ナトリウムを密封した形態のＮａ添加剤を、溶湯に浸漬して添加する方法などがある。なお、Ｎａは雰囲気中の水分（Ｈ２Ｏ）から酸素（Ｏ）を奪うことによって酸化減耗するため、溶湯に添加してからの経過時間が過大になると、共晶Ｓｉ粒子の微細化効果を得にくくなる。加えて、雰囲気中の水分がＮａに還元されて生じる水素ガス（Ｈ２）が溶湯に多量に溶解して、これが鋳造後に多数の気泡として出現するようになりアルミニウム合金の機械的性質を損ねる原因となる。Ｎａは添加するときの溶湯の温度が高いほど効率よく溶湯に溶け込む傾向がある。しかし一方で、溶湯が高温であるほど上述した酸化減耗が急速に進行し、水素ガスの溶湯への溶け込みも助長されてしまう。このため、Ｎａを溶湯に添加する溶湯温度と添加方法、およびその時期を適切にすることが望ましい。特にＮａの添加後に後述する脱ガス処理を行うと、Ｎａの酸化減耗が助長されるだけでなく脱ガス効率も低下しやすくなるので好ましくない。また、鋳造にあたっては、Ｎａの溶湯へ溶け込みが十分に達した時期のできるだけ早期に行うことが好ましい。
（Ｓｉ）
Ｓｉはそのアルミニウム合金中の含有量の増加に伴って、アルミニウム合金のヤング率を高める元素である。また、Ａｌに対しての共晶元素であるため、鋳造性を良好にする元素である。特に共晶組成である１２．６％を超える、すなわち過共晶になると、共晶Ｓｉだけでなく初晶Ｓｉも晶出しやすくなる。これらの晶出Ｓｉは高いヤング率をもつだけでなく、アルミニウム合金の母相（α相）よりも低密度であるため、アルミニウム合金全体の質量に対するヤング率の比、すなわち比剛性の向上にも寄与する。このため、剛性を確保しつつ鋳造部材の軽量化を一層図ることができる。Ｓｉ含有量は、過共晶となる１２．６％以上であるとヤング率を７６ＧＰａ以上に確保できるので好ましい。好ましくは１２．８％以上、より好ましくは１２．８〜１６％、さらにより好ましくは１２．８〜１４％である。
Ｓｉはそのアルミニウム合金中の含有量の増加に伴って、アルミニウム合金のヤング率を高める元素である。また、Ａｌに対しての共晶元素であるため、鋳造性を良好にする元素である。特に共晶組成である１２．６％を超える、すなわち過共晶になると、共晶Ｓｉだけでなく初晶Ｓｉも晶出しやすくなる。これらの晶出Ｓｉは高いヤング率をもつだけでなく、アルミニウム合金の母相（α相）よりも低密度であるため、アルミニウム合金全体の質量に対するヤング率の比、すなわち比剛性の向上にも寄与する。このため、剛性を確保しつつ鋳造部材の軽量化を一層図ることができる。Ｓｉ含有量は、過共晶となる１２．６％以上であるとヤング率を７６ＧＰａ以上に確保できるので好ましい。好ましくは１２．８％以上、より好ましくは１２．８〜１６％、さらにより好ましくは１２．８〜１４％である。
（Ｔｉ）
Ｔｉは結晶粒を微細化させてアルミニウム合金の強度および延性を向上させるのみならず、アルミニウム合金溶湯が凝固収縮する際に発生する応力に抗して鋳造割れを防止する作用を有する。必須ではないが、これらの作用を効果的に発揮させるためには、Ｔｉを質量基準で０．０５％以上含有させるのが好ましい。高純度Ａｌ地金に不可避的不純物として含まれるＴｉは０．０５％未満であるので、高純度Ａｌ地金を原料に用いる場合、上記の効果を得るためにはＴｉを付加的に含有させる必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が０．３％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金の延性はかえって低下するので、Ｔｉを付加的に含有させる場合は０．０５〜０．３％とし、より好ましくは０．１〜０．３％とする。また例えば、Ｔｉ源として、展伸材の６０００系合金、ＡＣ４ＣＨ合金等のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金等を使用とした場合、通常不可避的不純物として０．０５％以上のＴｉが混入してくるので、それに応じて付加的に含有させるＴｉ量を調節するのが好ましい。
Ｔｉは結晶粒を微細化させてアルミニウム合金の強度および延性を向上させるのみならず、アルミニウム合金溶湯が凝固収縮する際に発生する応力に抗して鋳造割れを防止する作用を有する。必須ではないが、これらの作用を効果的に発揮させるためには、Ｔｉを質量基準で０．０５％以上含有させるのが好ましい。高純度Ａｌ地金に不可避的不純物として含まれるＴｉは０．０５％未満であるので、高純度Ａｌ地金を原料に用いる場合、上記の効果を得るためにはＴｉを付加的に含有させる必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が０．３％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金の延性はかえって低下するので、Ｔｉを付加的に含有させる場合は０．０５〜０．３％とし、より好ましくは０．１〜０．３％とする。また例えば、Ｔｉ源として、展伸材の６０００系合金、ＡＣ４ＣＨ合金等のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金等を使用とした場合、通常不可避的不純物として０．０５％以上のＴｉが混入してくるので、それに応じて付加的に含有させるＴｉ量を調節するのが好ましい。
（不可避的不純物）
リサイクルの観点から、６０００系合金やその他のアルミニウム合金のスクラップ材、低純度Ａｌ地金等を溶解原料として多量に使用する場合があり、上述した以外の元素が不可避的不純物として混入する可能性がある。これらの不純物元素については、例えば検出限界以下に低減することは多大なコストアップの要因となるので、本発明の目的を阻害しない含有範囲であれば許容されるものとする。基本的にはＪＩＳ規格等に沿った各不純物の許容含有量とすればよく、本発明においては、０．１０％以下のＣｕ、０．１０％以下のＺｎ、０．１７％以下のＦｅ、０．１０％以下のＭｎ、０．０５％以下のＮｉ、０．０５％以下のＣｒ、０．０５％以下のＰｂおよび０．０５％以下のＳｎとするのが好ましい。特にＣｕは耐食性を低下させ、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物またはＭｎと共にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成して延性の低下をきたすので、上記の値を超えたＣｕおよびＦｅを含有させるのは好ましくない。
リサイクルの観点から、６０００系合金やその他のアルミニウム合金のスクラップ材、低純度Ａｌ地金等を溶解原料として多量に使用する場合があり、上述した以外の元素が不可避的不純物として混入する可能性がある。これらの不純物元素については、例えば検出限界以下に低減することは多大なコストアップの要因となるので、本発明の目的を阻害しない含有範囲であれば許容されるものとする。基本的にはＪＩＳ規格等に沿った各不純物の許容含有量とすればよく、本発明においては、０．１０％以下のＣｕ、０．１０％以下のＺｎ、０．１７％以下のＦｅ、０．１０％以下のＭｎ、０．０５％以下のＮｉ、０．０５％以下のＣｒ、０．０５％以下のＰｂおよび０．０５％以下のＳｎとするのが好ましい。特にＣｕは耐食性を低下させ、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物またはＭｎと共にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成して延性の低下をきたすので、上記の値を超えたＣｕおよびＦｅを含有させるのは好ましくない。
（含有水素量）
大気中、ガス炉等に由来する燃焼ガス、溶解炉、保持炉を構成する耐火物、およびその他の雰囲気中の水分がＡｌと反応して水素ガスが生成され、これがアルミニウム合金溶湯中に溶け込むため、アルミニウム合金は水素を含有する。さらに前述したように、Ｎａを溶湯に添加してからの経過時間が過大になると、溶湯への水素の溶け込みが助長される。水素を多量に含んだアルミニウム合金溶湯は、凝固する際に固溶しきれない水素が気体として放出されるが、その一部が鋳造部材中に留って気泡として残留するため、機械的性質、特に破断伸びや衝撃値の低下をもたらす。また、溶体化熱処理を施した場合、過飽和に溶解している水素が粗大な気泡となって鋳造部材中に再び現れることもある。このような有害な気泡を抑制するために必要な含有水素量は、水素ガス基準でアルミニウム合金１００ｇあたり０．０５〜１．０ｃｍ３（以下、単位をｃｍ３／１００ｇＡｌと表記することがある。）である。すなわち、１．０ｃｍ３／１００ｇＡｌを超えると気泡により機械的性質、特に破断伸びや衝撃値が低下するので好ましくない。また、後述する実用的な脱ガス処理方法では０．０５ｃｍ３／１００ｇＡｌ未満にすることは困難であって生産上好ましくない。好ましい含有水素量は０．０５〜０．５ｃｍ３／１００ｇＡｌであり、より好ましくは０．０５〜０．３ｃｍ３／１００ｇＡｌである。なお、凝固したアルミニウム合金の含有水素量は、真空溶融抽出法など公知の方法で測定することができる。
大気中、ガス炉等に由来する燃焼ガス、溶解炉、保持炉を構成する耐火物、およびその他の雰囲気中の水分がＡｌと反応して水素ガスが生成され、これがアルミニウム合金溶湯中に溶け込むため、アルミニウム合金は水素を含有する。さらに前述したように、Ｎａを溶湯に添加してからの経過時間が過大になると、溶湯への水素の溶け込みが助長される。水素を多量に含んだアルミニウム合金溶湯は、凝固する際に固溶しきれない水素が気体として放出されるが、その一部が鋳造部材中に留って気泡として残留するため、機械的性質、特に破断伸びや衝撃値の低下をもたらす。また、溶体化熱処理を施した場合、過飽和に溶解している水素が粗大な気泡となって鋳造部材中に再び現れることもある。このような有害な気泡を抑制するために必要な含有水素量は、水素ガス基準でアルミニウム合金１００ｇあたり０．０５〜１．０ｃｍ３（以下、単位をｃｍ３／１００ｇＡｌと表記することがある。）である。すなわち、１．０ｃｍ３／１００ｇＡｌを超えると気泡により機械的性質、特に破断伸びや衝撃値が低下するので好ましくない。また、後述する実用的な脱ガス処理方法では０．０５ｃｍ３／１００ｇＡｌ未満にすることは困難であって生産上好ましくない。好ましい含有水素量は０．０５〜０．５ｃｍ３／１００ｇＡｌであり、より好ましくは０．０５〜０．３ｃｍ３／１００ｇＡｌである。なお、凝固したアルミニウム合金の含有水素量は、真空溶融抽出法など公知の方法で測定することができる。
含有水素量を低減する方法のひとつは、溶湯の段階で十分に脱ガス処理（脱水素処理）を行うことである。すなわち、アルゴンガスを溶湯に吹き込む方法や、ハロゲン化合物を含むフラックスを溶湯に添加して撹拌するなどの公知の方法を用いることができる。脱ガス処理の時期は、前述したようにＮａ添加の前に実施することが望ましい。また、脱ガス処理後の水素ガスの再溶解を避けるために、前述したように、Ｎａ添加後の鋳造は可能な限り早期に行うことが好ましい。
（最大の初晶Ｓｉ粒子とその最大幅）
過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金において、初晶Ｓｉ粒子が粗大であると機械的性質、特に延性が阻害されるので好ましくない。引張応力や衝撃力に対しては、少数であっても、初晶Ｓｉ粒子が粗大であるほど脆弱になる。初晶Ｓｉ粒子の大きさは、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであることが好ましい。
過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金において、初晶Ｓｉ粒子が粗大であると機械的性質、特に延性が阻害されるので好ましくない。引張応力や衝撃力に対しては、少数であっても、初晶Ｓｉ粒子が粗大であるほど脆弱になる。初晶Ｓｉ粒子の大きさは、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであることが好ましい。
ここで最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅の定義を図面を参照しつつ説明する。図２は過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金の初晶Ｓｉ粒子と共晶Ｓｉ粒子を示すミクロ組織の一例である。図２の視野を第１の視野とよぶことにすると、図３は第１の視野における一の初晶Ｓｉ粒子１の近傍の領域Ｘ１を拡大した図である。図３において初晶Ｓｉ粒子１の輪郭上の最も離間した２点間の長さＷ１を、初晶Ｓｉ粒子１の最大幅Ｗ１と定義する。そして、第１の視野に観察される他の初晶Ｓｉ粒子（例えば、図２における初晶Ｓｉ粒子１１）についても同様に最大幅を測定して比較して、第１の視野における最も大きな最大幅をもつものが初晶Ｓｉ粒子１であるとき、第１の視野における最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅はＷ１であると定義する。以下、他の任意の第２の視野、第３の視野、・・・、第Ｎの視野についても同様に測定し、各視野における最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅がＷ２、Ｗ３、・・・、ＷＮであった場合、Ｗ１、Ｗ２、Ｗ３、・・・、ＷＮのうち最も大きい値を有する初晶Ｓｉ粒子を最大の初晶Ｓｉ粒子と定義し、その最大幅を最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅Ｗｐと定義する。観察する倍率にもよるが、視野数Ｎは多い方がＷｐの値はより確からしくなるので好ましい。視野数Ｎは３以上が好ましく、より好ましくは５以上である。
（共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離）
Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の機械的性質は共晶Ｓｉ粒子の大きさと分布によっても大きく左右される。共晶Ｓｉ粒子が微細かつ密に分散しているほど強度および延性、靭性が大きくなるので好ましい。ここで、共晶Ｓｉ粒子とは粒子状の形態のみをいうのではなく、円形状、楕円形状、板状、棒状、樹枝状、その他の形態も含む。
Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の機械的性質は共晶Ｓｉ粒子の大きさと分布によっても大きく左右される。共晶Ｓｉ粒子が微細かつ密に分散しているほど強度および延性、靭性が大きくなるので好ましい。ここで、共晶Ｓｉ粒子とは粒子状の形態のみをいうのではなく、円形状、楕円形状、板状、棒状、樹枝状、その他の形態も含む。
共晶Ｓｉ粒子が微細かつ密に分散している状態は、例えば共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離で表すことができる。ここで、共晶Ｓｉ粒子同士の距離とは、切断面に観察される一の共晶Ｓｉ粒子の輪郭と、該共晶Ｓｉ粒子の近傍にある他の共晶Ｓｉ粒子の輪郭との間の距離である。次に、切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離の測定方法を、図面を参照しつつ説明する。図４は図２に示す領域Ｘ２を拡大したものであり、共晶Ｓｉ粒子同士の距離の測定方法を説明する図である。まず、予め長さを定めた任意の線分３を複数の共晶Ｓｉを横切るように引く。図４の例では組織写真上で５０μｍに相当する長さの線分３としている。この線分３と、線分３が横切る３つの共晶Ｓｉ粒子２１、２２、２３の輪郭との交点をｓ１、ｓ２、・・・、ｓ６とするとき、ｓ２とｓ３との距離ｄ１を共晶Ｓｉ粒子２１と２２との距離とし、ｓ４とｓ５との距離ｄ２を共晶Ｓｉ粒子２２と２３との距離として測定する。以下、このようにして線分３を複数引いて共晶Ｓｉ粒子同士の距離を測定し、これらの平均値を共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離と定義する。なお、線分３の長さは共晶Ｓｉ粒子を３個以上横切る長さとすることが好ましく、より好ましくは５個以上とする。また線分３は３本以上引いて測定することが好ましく、また線分の方向も観察面上において縦、横、斜めの任意の方向で引くことが好ましい。さらに、１視野だけでなく複数の視野において測定し、それらの平均値を採用することがより確からしい値を得ることができて好ましい。測定する際の倍率は、観察される共晶Ｓｉ粒子の大きさや分布に応じて任意に設定してよい。また、光学顕微鏡では解像度が不足する場合は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）など、より高倍率の顕微鏡で観察すれば、より正確な値を得ることができる。
共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離は、５μｍを超えると破断伸びが低下するので好ましくない。従って共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離は０μｍを超え５μｍ以下とする。ここで、共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍ、すなわち切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子の全てが周囲の共晶Ｓｉ粒子と互いに隣接し合う形態は、金属学的にあり得ないので除外される。
なお、この測定方法によれば、共晶Ｓｉ粒子の平均粒径も定義することができる。すなわち図４において、ｓ１とｓ２との距離を共晶Ｓｉ粒子２１の粒径、ｓ３とｓ４との距離を共晶Ｓｉ粒子２２の粒径、ｓ５とｓ６との距離を共晶Ｓｉ粒子２３の粒径、と定義しこれらの平均値を共晶Ｓｉ粒子の平均粒径として算出できる。もちろん、上述した共晶Ｓｉ同士の平均距離の算出方法と同様に、線分３を複数、好ましくは任意の方向で引いて測定し、またこれを複数の視野で行った平均値を採用すれば、より確からしい値が得ることができる。
（気泡の数）
切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上気泡の数が１個／ｍｍ２を超えると、機械的性質、特に破断伸びと衝撃値が低下するので好ましくない。従って、切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／mm２以下であることが好ましい。なお、円相当径で２０μｍ以上の気泡が観察されない場合の気泡の数は０個／ｍｍ２として測定される。図５は円相当径で２０μｍ以上の気泡４が観察された視野の一例を示すミクロ組織写真である。
切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上気泡の数が１個／ｍｍ２を超えると、機械的性質、特に破断伸びと衝撃値が低下するので好ましくない。従って、切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／mm２以下であることが好ましい。なお、円相当径で２０μｍ以上の気泡が観察されない場合の気泡の数は０個／ｍｍ２として測定される。図５は円相当径で２０μｍ以上の気泡４が観察された視野の一例を示すミクロ組織写真である。
気泡の数の測定方法は、切断面の１視野に観察される円相当径２０μｍ以上の気泡の数を測定する方法とし、この方法で任意の５視野について測定した値の平均値とする。気泡の大きさは画像解析装置等を用いて計測できる。なお、鋳造部材の空洞欠陥の種類には気泡の他に引け巣もある。ただし、引け巣の内面にはデンドライトの凹凸が観察されるのに対して、気泡の内面にはデンドライトの凹凸は観察されないので、これらは容易に識別し、区別できる。
（破断伸び）
引張試験における破断伸び（以下、伸びともいう。）は５％以上であることが好ましい。伸びが５％以上であれば、例えば自動車用部品として必要な延性が確保される。好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上、さらに好ましくは１２％以上である。伸びを高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、破断伸びは強度、例えば後述する０．２％耐力と背反する性質があるので、破断伸びを２５％超とすると０．２％耐力が不足するので好ましくない。従って破断伸びは２５％以下、好ましくは２０％以下である。
引張試験における破断伸び（以下、伸びともいう。）は５％以上であることが好ましい。伸びが５％以上であれば、例えば自動車用部品として必要な延性が確保される。好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上、さらに好ましくは１２％以上である。伸びを高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、破断伸びは強度、例えば後述する０．２％耐力と背反する性質があるので、破断伸びを２５％超とすると０．２％耐力が不足するので好ましくない。従って破断伸びは２５％以下、好ましくは２０％以下である。
（シャルピー衝撃値）
衝撃値は、無ノッチの試験片におけるシャルピー衝撃試験で１５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。この値に満たない場合は例えば自動車用足回り部品には採用され難い。また、自動車用ロードホイールに適用するためには２０Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは２５Ｊ／ｃｍ２以上である。シャルピー衝撃値（以下、衝撃値ともいう。）を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、または溶体化処理と過時効処理とを組み合わせるＴ７熱処理などを実施してもよい。
衝撃値は、無ノッチの試験片におけるシャルピー衝撃試験で１５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。この値に満たない場合は例えば自動車用足回り部品には採用され難い。また、自動車用ロードホイールに適用するためには２０Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは２５Ｊ／ｃｍ２以上である。シャルピー衝撃値（以下、衝撃値ともいう。）を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、または溶体化処理と過時効処理とを組み合わせるＴ７熱処理などを実施してもよい。
（０．２％耐力）
強度の指標として、引張試験における０．２％耐力（以下、耐力ともいう。）は１００ＭＰａ以上であることが好ましい。１００ＭＰａに満たない場合は、特に自動車用の鋳造部材として必要な強度を確保しにくいため好ましくない。特に自動車用足回り部品に採用されるためには、耐力は１２０ＭＰａ以上であることが好ましく、自動車用ロードホイールに採用されるためには１６０ＭＰａ以上がより好ましく、さらにより好ましくは１８０ＭＰａ以上である。耐力を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、０．２％耐力は前述したように破断伸びと背反する性質があるので、０．２％耐力を３００ＭＰａ超とすると破断伸びが不足するので好ましくない。従って０．２％耐力は３００ＭＰａ以下、好ましくは２８０ＭＰａ以下である。
強度の指標として、引張試験における０．２％耐力（以下、耐力ともいう。）は１００ＭＰａ以上であることが好ましい。１００ＭＰａに満たない場合は、特に自動車用の鋳造部材として必要な強度を確保しにくいため好ましくない。特に自動車用足回り部品に採用されるためには、耐力は１２０ＭＰａ以上であることが好ましく、自動車用ロードホイールに採用されるためには１６０ＭＰａ以上がより好ましく、さらにより好ましくは１８０ＭＰａ以上である。耐力を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、０．２％耐力は前述したように破断伸びと背反する性質があるので、０．２％耐力を３００ＭＰａ超とすると破断伸びが不足するので好ましくない。従って０．２％耐力は３００ＭＰａ以下、好ましくは２８０ＭＰａ以下である。
（鋳造部材）
本発明の鋳造部材は、重力鋳造法、低圧鋳造法、高圧鋳造法、ダイカスト鋳造法等の公知の鋳造法により製造したものであり、特に今後さらなる薄肉軽量化が要求される車両等の構成部品に好適である。例えば自動車や自動二輪車のロードホイール、シャシ部材、パワートレイン部材（スペースフレーム、ステアリングホイールの芯金、シートフレーム、サスペンションメンバー、エンジンブロック、シリンダヘッドカバー、チェーンケース、ミッションケース、オイルパン、プーリ、シフトレバー、インスツルメントパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット等）等に使用するのに適している。
本発明の鋳造部材は、重力鋳造法、低圧鋳造法、高圧鋳造法、ダイカスト鋳造法等の公知の鋳造法により製造したものであり、特に今後さらなる薄肉軽量化が要求される車両等の構成部品に好適である。例えば自動車や自動二輪車のロードホイール、シャシ部材、パワートレイン部材（スペースフレーム、ステアリングホイールの芯金、シートフレーム、サスペンションメンバー、エンジンブロック、シリンダヘッドカバー、チェーンケース、ミッションケース、オイルパン、プーリ、シフトレバー、インスツルメントパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット等）等に使用するのに適している。
（冷却速度）
鋳造にあたっては溶湯の冷却速度を大きくすることが好ましい。冷却速度が大きいほど、初晶Ｓｉ粒子は小さく、また共晶Ｓｉ粒子も緻密になるので、強度および延性をより高めることができる。特に初晶Ｓｉが晶出し始める温度から共晶温度までの温度範囲の冷却速度を大きくすることが好ましく、例えば６００℃から５８０℃までの冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度を大きくする手段としては、鋳造部材の形状を薄肉にする、鋳型を冷却する、鋳型と溶湯との密着度を高めて鋳型への抜熱を促進する等の方法を適用することができる。
鋳造にあたっては溶湯の冷却速度を大きくすることが好ましい。冷却速度が大きいほど、初晶Ｓｉ粒子は小さく、また共晶Ｓｉ粒子も緻密になるので、強度および延性をより高めることができる。特に初晶Ｓｉが晶出し始める温度から共晶温度までの温度範囲の冷却速度を大きくすることが好ましく、例えば６００℃から５８０℃までの冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度を大きくする手段としては、鋳造部材の形状を薄肉にする、鋳型を冷却する、鋳型と溶湯との密着度を高めて鋳型への抜熱を促進する等の方法を適用することができる。
［実施例］
次に、本発明の実施例を図および表を参照しつつさらに詳細に説明する。なお、本発明はこれらに限定されるものではない。
次に、本発明の実施例を図および表を参照しつつさらに詳細に説明する。なお、本発明はこれらに限定されるものではない。
（溶解）
後述する各実施例の溶解工程は共通の方法とした。すなわち、原料として工業用の純Ａｌ、純Ｓｉ、純Ｍｇおよび必要に応じて含有させる金属元素を含むＡｌ母合金を黒鉛製るつぼに装入し、るつぼの外側から電気ヒータで加熱する方式の電気炉を用いて大気中で溶解して溶湯を得た。溶解温度は表２におけるＰ添加の溶湯温度に示す値とした。また、溶解量は各実施例とも３５〜４０ｋｇの範囲とした。
後述する各実施例の溶解工程は共通の方法とした。すなわち、原料として工業用の純Ａｌ、純Ｓｉ、純Ｍｇおよび必要に応じて含有させる金属元素を含むＡｌ母合金を黒鉛製るつぼに装入し、るつぼの外側から電気ヒータで加熱する方式の電気炉を用いて大気中で溶解して溶湯を得た。溶解温度は表２におけるＰ添加の溶湯温度に示す値とした。また、溶解量は各実施例とも３５〜４０ｋｇの範囲とした。
（Ｐの添加）
添加するＰの形態として粉末状の赤リンを用いた。溶湯１ｋｇあたり０．７５ｇの赤リンをアルミニウム箔に包んだ状態で、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｐ添加時の溶湯温度は表２に示す値とした。
添加するＰの形態として粉末状の赤リンを用いた。溶湯１ｋｇあたり０．７５ｇの赤リンをアルミニウム箔に包んだ状態で、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｐ添加時の溶湯温度は表２に示す値とした。
（脱ガス処理）
Ｐを添加して０．５ｈ後に、フラックス（商品名Ｎ４０８Ｈ、日本金属化学（株）製）処理を行って溶湯の清浄度を高める操作を行い、次いでＡｒガスを溶湯中に吹き込むバブリング操作で脱ガス処理を行った。溶湯中の水素量は、プロトン導電性セラミックスセンサーによる方法（ＴＹＫ社製、ＮＯＴＯＲＰ ＫＹＨＳ−Ａ２型）で計測し、０．１５ｃｍ３／１００ｇＡｌ以下となるまで脱ガス処理を行った。脱ガス処理に要する時間も含めて、Ｐ添加からＮａ添加までの溶湯保持時間は表２のＰ添加の保持時間に示す値とした。
Ｐを添加して０．５ｈ後に、フラックス（商品名Ｎ４０８Ｈ、日本金属化学（株）製）処理を行って溶湯の清浄度を高める操作を行い、次いでＡｒガスを溶湯中に吹き込むバブリング操作で脱ガス処理を行った。溶湯中の水素量は、プロトン導電性セラミックスセンサーによる方法（ＴＹＫ社製、ＮＯＴＯＲＰ ＫＹＨＳ−Ａ２型）で計測し、０．１５ｃｍ３／１００ｇＡｌ以下となるまで脱ガス処理を行った。脱ガス処理に要する時間も含めて、Ｐ添加からＮａ添加までの溶湯保持時間は表２のＰ添加の保持時間に示す値とした。
（Ｎａの添加）
脱ガス処理の後にＮａを添加した。Ｎａはアルミニウム缶に封入された金属Ｎａ（商品名ナバック、フォセコ社製、以下缶入りＮａともいう。）を用いた。添加量は缶入りＮａ（１個あたりのＮａ量が２５ｇ）をアルミニウム箔で包み、これを２個、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｎａ添加時の溶湯温度およびＮａ添加後から注湯までの保持時間は表２に示す条件とした。鋳造直前における各実施例の溶湯の合金成分は表１に示す値であった。なお、合金成分の分析には固体発光分光分析装置（ＴｈｅｒｍｏＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製）を使用した。
脱ガス処理の後にＮａを添加した。Ｎａはアルミニウム缶に封入された金属Ｎａ（商品名ナバック、フォセコ社製、以下缶入りＮａともいう。）を用いた。添加量は缶入りＮａ（１個あたりのＮａ量が２５ｇ）をアルミニウム箔で包み、これを２個、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｎａ添加時の溶湯温度およびＮａ添加後から注湯までの保持時間は表２に示す条件とした。鋳造直前における各実施例の溶湯の合金成分は表１に示す値であった。なお、合金成分の分析には固体発光分光分析装置（ＴｈｅｒｍｏＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製）を使用した。
（鋳型）
以上の工程で得られた溶湯を鋳造する鋳型は、大別して２つの種類を使用した。図６は第１の種類の鋳型の概略図であり、図６（ａ）は正面、図６（ｂ）は側面の概略図である。第１の種類の鋳型（以下、舟型ともいう。）は、上側の幅ｗ１と下側の幅ｗ２の寸法と、鋳鉄製または銅製の異なる鋳型材料を組み合わせた、さらに３種類の舟型を用いた。幅ｗ１および幅ｗ２の寸法と鋳型材料との組み合わせを示した舟型の仕様を表１に示す。舟型Ａはｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの鋳鉄製、舟型Ｂ１はｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの純銅製、舟型Ｂ２はｗ１＝２８ｍｍ、ｗ２＝１８ｍｍの純銅製、舟型Ｂ３はｗ１＝２０ｍｍ、ｗ２＝１０ｍｍの純銅製とした。
以上の工程で得られた溶湯を鋳造する鋳型は、大別して２つの種類を使用した。図６は第１の種類の鋳型の概略図であり、図６（ａ）は正面、図６（ｂ）は側面の概略図である。第１の種類の鋳型（以下、舟型ともいう。）は、上側の幅ｗ１と下側の幅ｗ２の寸法と、鋳鉄製または銅製の異なる鋳型材料を組み合わせた、さらに３種類の舟型を用いた。幅ｗ１および幅ｗ２の寸法と鋳型材料との組み合わせを示した舟型の仕様を表１に示す。舟型Ａはｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの鋳鉄製、舟型Ｂ１はｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの純銅製、舟型Ｂ２はｗ１＝２８ｍｍ、ｗ２＝１８ｍｍの純銅製、舟型Ｂ３はｗ１＝２０ｍｍ、ｗ２＝１０ｍｍの純銅製とした。
図８は第２の種類の鋳型の概略図であり、図８（ａ）は正面、図８（ｂ）は側面の概略図である。第２の種類の鋳型（以下、金型Ｃともいう。）は図８（ｂ）中のＰＬで示される鉛直方向の縦見切りの鋳型である。材質は純銅とし、上記した舟型の仕様と併せて表１に示す。
（鋳造部材）
第１の種類の鋳型（舟型）および第２の種類の鋳型（金型Ｃ）に溶湯を重力鋳造して鋳造部材を作製した。図７は第１の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材の形状と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図７（ａ）は正面、図７（ｂ）は側面の概略形状である。また、図９は第２の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図９（ａ）は正面、図９（ｂ）は側面の概略形状である。以下、舟型Ａに鋳造された鋳造部材を部材Ａとよぶ。また、舟型Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３に鋳造された鋳造部材をそれぞれ部材Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３とよび、これらを舟型材と総称する。また金型Ｃに鋳造された鋳造部材を部材Ｃとよぶ。以上の鋳造部材の名称を前述した鋳型の名称と併せて表１に示す。また、各実施例における注湯温度と注湯した鋳型を表２に示す。
第１の種類の鋳型（舟型）および第２の種類の鋳型（金型Ｃ）に溶湯を重力鋳造して鋳造部材を作製した。図７は第１の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材の形状と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図７（ａ）は正面、図７（ｂ）は側面の概略形状である。また、図９は第２の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図９（ａ）は正面、図９（ｂ）は側面の概略形状である。以下、舟型Ａに鋳造された鋳造部材を部材Ａとよぶ。また、舟型Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３に鋳造された鋳造部材をそれぞれ部材Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３とよび、これらを舟型材と総称する。また金型Ｃに鋳造された鋳造部材を部材Ｃとよぶ。以上の鋳造部材の名称を前述した鋳型の名称と併せて表１に示す。また、各実施例における注湯温度と注湯した鋳型を表２に示す。
（含有水素量の測定）
溶湯が凝固した後の含有水素量の測定は、真空溶融抽出法によるガス量測定装置（(株)共立製）を用いて測定した。
溶湯が凝固した後の含有水素量の測定は、真空溶融抽出法によるガス量測定装置（(株)共立製）を用いて測定した。
（冷却速度の測定方法）
舟型、および金型Ｃへの溶湯の鋳造にあたっては熱電対を挿入して、凝固過程における溶湯の温度を測定した。各鋳造部材における熱電対の位置ＴＣを図７および図９に示す。舟型材においては略中央部であって底面ＢＬを基準として１０ｍｍの高さ位置、部材Ｃにおいてはφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２の略中央であって底面ＢＬを基準として６．５ｍｍの位置とした。また、図１１は溶湯の冷却曲線から冷却速度を算出する方法を説明する図である。冷却速度は、測定された冷却曲線５において鋳込み後に溶湯が６００℃に到達してから５８０℃まで低下するまで区間の冷却速度とした。すなわち６００℃と５８０℃の温度差Δθ（＝２０℃）を、６００℃到達から５８０℃到達までの経過時間Δｔ（ｓ）で除したΔθ／Δｔ（℃／ｓ）として求めた。各実施例の冷却速度の測定結果は表２に示す。
舟型、および金型Ｃへの溶湯の鋳造にあたっては熱電対を挿入して、凝固過程における溶湯の温度を測定した。各鋳造部材における熱電対の位置ＴＣを図７および図９に示す。舟型材においては略中央部であって底面ＢＬを基準として１０ｍｍの高さ位置、部材Ｃにおいてはφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２の略中央であって底面ＢＬを基準として６．５ｍｍの位置とした。また、図１１は溶湯の冷却曲線から冷却速度を算出する方法を説明する図である。冷却速度は、測定された冷却曲線５において鋳込み後に溶湯が６００℃に到達してから５８０℃まで低下するまで区間の冷却速度とした。すなわち６００℃と５８０℃の温度差Δθ（＝２０℃）を、６００℃到達から５８０℃到達までの経過時間Δｔ（ｓ）で除したΔθ／Δｔ（℃／ｓ）として求めた。各実施例の冷却速度の測定結果は表２に示す。
（熱処理）
舟型材および部材Ｃは、大気雰囲気中でＴ６熱処理を行った。Ｔ６熱処理の溶体化処理温度と時間、および時効処理温度と時間は表２に示す条件とした。
舟型材および部材Ｃは、大気雰囲気中でＴ６熱処理を行った。Ｔ６熱処理の溶体化処理温度と時間、および時効処理温度と時間は表２に示す条件とした。
（機械的性質の評価方法）
図７および図９に示すこれらの鋳造部材から以下の所定の形状の試験片を採取し、機械的性質として、ヤング率、シャルピー衝撃値、引張試験による０．２％耐力と破断伸びを評価した。試験片の採取部位は網掛けで示す領域とした。すなわち舟型材からは図７における底面ＢＬを基準として５ｍｍから２０ｍｍまでの高さの部位Ｙ１から採取し、部材Ｃでは図９におけるφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２から採取した。
図７および図９に示すこれらの鋳造部材から以下の所定の形状の試験片を採取し、機械的性質として、ヤング率、シャルピー衝撃値、引張試験による０．２％耐力と破断伸びを評価した。試験片の採取部位は網掛けで示す領域とした。すなわち舟型材からは図７における底面ＢＬを基準として５ｍｍから２０ｍｍまでの高さの部位Ｙ１から採取し、部材Ｃでは図９におけるφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２から採取した。
ヤング率は幅１０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ４ｍｍの試験片とし、自由共振式弾性率測定装置（型式ＪＥ２−ＲＴ、日本テクノプラス製）を用いて測定した。シャルピー衝撃値は幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍ×厚さ３ｍｍのノッチ無しの試験片を、シャルピー衝撃試験機（藤井精機製、５０Ｊ）を用いて、室温において衝撃速度３．４ｍ／ｓで行った。図１０は引張試験片の概略形状である。図１０（ａ）は上面図であり、全長を８０ｍｍ、全幅を１０ｍｍ、平行部の長さを３２ｍｍ、平行部の幅を６．５ｍｍとした。図１０（ｂ）は側面図であり、厚さは４ｍｍとした。引張試験は万能試験機（インストロン社製、５０ｋＮ）を用いて、標点距離２５ｍｍとし、室温において２ｍｍ／ｍｉｎ．のクロスヘッドスピードで行った。
（ミクロ組織観察）
また、舟型材および部材Ｃのミクロ組織観察を行った。舟型材は図７において底部位置ＢＬから１０ｍｍの位置の面、部材Ｃは図７において底部ＢＬから５ｍｍの位置の面が観察面となるように小片を採取して樹脂に埋め込み、ＳｉＣ研磨紙にて粗研磨後、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨してミクロ組織観察用試料を調製した。観察は光学顕微鏡（倒立型金属顕微鏡、オリンパス製）を用い、必要に応じて走査型電子顕微鏡（型番ＳＵ７０、日立ハイテクノロジーズ製）を用いて行った。また、円相当径などのミクロ組織の定量測定には、必要に応じて画像解析装置（商品名「Ａ像くん」、旭化成エンジニアリング製）を使用して行った。最大の共晶Ｓｉ粒子の最大幅、共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離、および気泡の数は任意の５視野で測定した。特に共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離の算出にあたっては十分に計測できる倍率（例えば１０００倍）で観察し、図４で説明した線分３は、少なくとも３個以上の共晶Ｓｉ粒子を横切る長さで縦、横、斜めに合計５本引いて計測した。
また、舟型材および部材Ｃのミクロ組織観察を行った。舟型材は図７において底部位置ＢＬから１０ｍｍの位置の面、部材Ｃは図７において底部ＢＬから５ｍｍの位置の面が観察面となるように小片を採取して樹脂に埋め込み、ＳｉＣ研磨紙にて粗研磨後、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨してミクロ組織観察用試料を調製した。観察は光学顕微鏡（倒立型金属顕微鏡、オリンパス製）を用い、必要に応じて走査型電子顕微鏡（型番ＳＵ７０、日立ハイテクノロジーズ製）を用いて行った。また、円相当径などのミクロ組織の定量測定には、必要に応じて画像解析装置（商品名「Ａ像くん」、旭化成エンジニアリング製）を使用して行った。最大の共晶Ｓｉ粒子の最大幅、共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離、および気泡の数は任意の５視野で測定した。特に共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離の算出にあたっては十分に計測できる倍率（例えば１０００倍）で観察し、図４で説明した線分３は、少なくとも３個以上の共晶Ｓｉ粒子を横切る長さで縦、横、斜めに合計５本引いて計測した。
表２に本発明の実施例１〜１０の合金成分の組成と含有水素量、ミクロ組織および製造条件および機械的性質を示す。
（実施例１）
実施例１はＳｉ＝１２．９％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１３％、Ｐ＝０．００３６％（３６ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２４７％（２４７ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１７ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間は３０ｍｉｎ．以下、注湯温度は６７０℃で舟型Ａに冷却速度２２℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．３ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は１９４ＭＰａ、破断伸びは１２．４％、シャルピー衝撃値は３６Ｊ／ｃｍ２であった。図１は実施例１のミクロ組織写真である。
実施例１はＳｉ＝１２．９％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１３％、Ｐ＝０．００３６％（３６ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２４７％（２４７ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１７ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間は３０ｍｉｎ．以下、注湯温度は６７０℃で舟型Ａに冷却速度２２℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．３ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は１９４ＭＰａ、破断伸びは１２．４％、シャルピー衝撃値は３６Ｊ／ｃｍ２であった。図１は実施例１のミクロ組織写真である。
（実施例２）
実施例２は冷却速度が１８℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．７μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１３９ＭＰａ、破断伸びは１２．０％、シャルピー衝撃値は２３Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例２は冷却速度が１８℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．７μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１３９ＭＰａ、破断伸びは１２．０％、シャルピー衝撃値は２３Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例３）
実施例３は冷却速度が２２℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０ｈであった以外は、実施例２と同様の条件で製造した部材Ａである。ここで時効処理の時間が０ｈとは、時効温度到達直後に放冷したことを表す。実施例３の最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６２μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．４μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１２９ＭＰａ、破断伸びは１５．０％、シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例３は冷却速度が２２℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０ｈであった以外は、実施例２と同様の条件で製造した部材Ａである。ここで時効処理の時間が０ｈとは、時効温度到達直後に放冷したことを表す。実施例３の最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６２μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．４μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１２９ＭＰａ、破断伸びは１５．０％、シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例４）
実施例４は金型Ｃに鋳造され、冷却速度が４５℃／ｓ、時効処理時間が０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２４６ＭＰａ、破断伸びは１３．１％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例４は金型Ｃに鋳造され、冷却速度が４５℃／ｓ、時効処理時間が０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２４６ＭＰａ、破断伸びは１３．１％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例５）
実施例５はＳｉ＝１４．０％、Ｍｇ＝０．３２％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２０％（２０ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０３２０％（３２０ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．２１ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度２０℃／ｓで注湯された以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は９０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．９μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１９８ＭＰａ、破断伸びは５．２％、シャルピー衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例５はＳｉ＝１４．０％、Ｍｇ＝０．３２％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２０％（２０ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０３２０％（３２０ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．２１ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度２０℃／ｓで注湯された以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は９０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．９μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１９８ＭＰａ、破断伸びは５．２％、シャルピー衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例６）
実施例６はＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１５％、Ｐ＝０．００２９％（２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２７４％（２７４ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１４ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度１７℃／ｓで注湯され、時効処理１８０℃×０．５ｈとした以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は７７μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は４．０μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは６．９％、シャルピー衝撃値は２４Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例６はＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１５％、Ｐ＝０．００２９％（２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２７４％（２７４ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１４ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度１７℃／ｓで注湯され、時効処理１８０℃×０．５ｈとした以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は７７μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は４．０μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは６．９％、シャルピー衝撃値は２４Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例７）
実施例７は舟型Ｂ１に冷却速度が２１℃／ｓで鋳造された以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ１である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２０８ＭＰａ、破断伸びは８．９％、シャルピー衝撃値は３０Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例７は舟型Ｂ１に冷却速度が２１℃／ｓで鋳造された以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ１である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２０８ＭＰａ、破断伸びは８．９％、シャルピー衝撃値は３０Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例８）
実施例８はＭｇ＝０．３０％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２７％（２７ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２８１％（２８１ｐｐｍ）、含有水素量０．１６ｃｍ３／１００ｇＡｌ、舟型Ｂ２に冷却速度が３０℃／ｓで鋳造され、時効処理１６５℃×０．８ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ２である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．２μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１２．５％、シャルピー衝撃値は３９Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例８はＭｇ＝０．３０％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２７％（２７ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２８１％（２８１ｐｐｍ）、含有水素量０．１６ｃｍ３／１００ｇＡｌ、舟型Ｂ２に冷却速度が３０℃／ｓで鋳造され、時効処理１６５℃×０．８ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ２である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．２μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１２．５％、シャルピー衝撃値は３９Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例９）
実施例９は舟型Ｂ３に冷却速度が３５℃／ｓで鋳造され、時効処理１８０℃×０．３ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ３である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は３１μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。０．２％耐力は２０２ＭＰａ、破断伸びは１４．５％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例９は舟型Ｂ３に冷却速度が３５℃／ｓで鋳造され、時効処理１８０℃×０．３ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ３である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は３１μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。０．２％耐力は２０２ＭＰａ、破断伸びは１４．５％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
（実施例１０）
実施例１０は金型Ｃに冷却速度が３９℃／ｓで鋳造された以外は、実施例８と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は２０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１６．４％、シャルピー衝撃値は５２Ｊ／ｃｍ２であった。
実施例１０は金型Ｃに冷却速度が３９℃／ｓで鋳造された以外は、実施例８と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は２０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１６．４％、シャルピー衝撃値は５２Ｊ／ｃｍ２であった。
［比較例］
次に、比較例ついても表２に示す。特に記載のない製造条件等は実施例に同じである。
次に、比較例ついても表２に示す。特に記載のない製造条件等は実施例に同じである。
（比較例１）
比較例１はＳｉ＝１３．２％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．０１２９％（１２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．００９１％（９１ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝１．２０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７５０℃、保持時間は１２０ｍｉｎ．、注湯温度は７００℃で舟型Ａに冷却速度２４℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は１．７５個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２０ＭＰａ、破断伸びは３．０％、シャルピー衝撃値は１０Ｊ／ｃｍ２であった。図５は比較例１のミクロ組織写真である。
比較例１はＳｉ＝１３．２％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．０１２９％（１２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．００９１％（９１ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝１．２０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７５０℃、保持時間は１２０ｍｉｎ．、注湯温度は７００℃で舟型Ａに冷却速度２４℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は１．７５個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２０ＭＰａ、破断伸びは３．０％、シャルピー衝撃値は１０Ｊ／ｃｍ２であった。図５は比較例１のミクロ組織写真である。
（比較例２）
比較例２はＮａを添加しなかった例である。すなわちＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００９０％（９０ｐｐｍ）、Ｎａは０．０００１％（１ｐｐｍ）未満、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間４５ｍｉｎ．、注湯温度は７７０℃で、舟型Ａに冷却速度２３℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１４．８μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２７ＭＰａ、破断伸びは２．０％、シャルピー衝撃値は８Ｊ／ｃｍ２であった。
比較例２はＮａを添加しなかった例である。すなわちＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００９０％（９０ｐｐｍ）、Ｎａは０．０００１％（１ｐｐｍ）未満、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間４５ｍｉｎ．、注湯温度は７７０℃で、舟型Ａに冷却速度２３℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１４．８μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２７ＭＰａ、破断伸びは２．０％、シャルピー衝撃値は８Ｊ／ｃｍ２であった。
表１
表２
注：（１）残部はＡｌおよび不可避的不純物である。
（２）Ｎａの欄における「−」は不可避的不純物として０．０００１％未満のＮａを含む。
（２）Ｎａの欄における「−」は不可避的不純物として０．０００１％未満のＮａを含む。
表２（つづき）
表２（つづき）
表２（つづき）
注：（３）時効処理の時間の欄における値「０」は時効処理温度に到達した直後に放冷したことを表す。
１（１１） 初晶Ｓｉ粒子
２（２１、２２、２３） 共晶Ｓｉ粒子
３ 線分
４ 気泡
５ 冷却曲線
２（２１、２２、２３） 共晶Ｓｉ粒子
３ 線分
４ 気泡
５ 冷却曲線
Claims (9)
- 質量基準で、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、残部がＡｌ、Ｓｉ及び不可避的不純物からなり、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３であることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- さらに質量基準で０．０５〜０．３％のＴｉを含有する請求項１に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- 切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍである請求項１又は請求項２に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- 切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍを超え５μｍ以下である請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- 切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／ｍｍ２以下である請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- 破断伸びが５％以上、シャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上である請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金。
- ０．２％耐力が１００ＭＰａ以上である請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金。
- 請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金からなる鋳造部材。
- 質量基準で、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、残部がＡｌ、Ｓｉ及び不可避的不純物からなる溶湯を、６００℃から５８０℃の間の冷却速度を１５℃／ｓ以上で冷却し凝固させ、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３とする過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金の製造方法。
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| JP2015255992A JP6741208B2 (ja) | 2015-12-28 | 2015-12-28 | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の製造方法 |
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| JP7437024B2 (ja) | 2020-04-06 | 2024-02-22 | 株式会社日▲高▼合金 | 金属成型品の製造方法 |
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2015
- 2015-12-28 JP JP2015255992A patent/JP6741208B2/ja not_active Expired - Fee Related
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