JP2017508065A - 高性能ＡｌＳｉＭｇＣｕ鋳造合金 - Google Patents

Abstract

８．５〜９．５重量％のケイ素と、０．８〜２．０重量％の銅（Ｃｕ）と、０．２０〜０．５３重量％のマグネシウム（Ｍｇ）と、０．３５〜０．８重量％のマンガンと、を有する新規アルミニウム鍛造合金が開示される。この合金は、溶体化処理され、Ｔ５調質に従って処理され、及び／又は人工時効処理されて、例えば、シリンダーヘッド及びエンジンブロック向けの鋳造物を製造してよい。一実施形態では、鋳造物は高圧ダイカストによって作製される。【選択図】 図１

Description

＜関連出願の相互参照＞
本出願は、その全体が参照によって本明細書に組み込まれる、２０１３年１２月２０日出願の「Ｈｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ＡｌＳｉＭｇＣｕ Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｌｏｙ ｗｉｔｈ Ｅｎｇｉｎｅ ａｎｄ ＨＰＤＣ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ」という名称の米国特許仮出願第６１／９１９，４１５号に対する優先権を主張する。

＜発明の分野＞
本発明は、アルミニウム合金に、より詳細には、鋳造品の製造に使用されるアルミニウム合金に関する。

アルミニウム合金は、高い重量対性能比、好ましい耐食性、及びその他の要因によって、例えば、自動車及び航空宇宙産業において幅広く使用されている。重量、強度、可鋳性、耐腐食性、及びコストに関する性能の組み合わせ特性を有する様々なアルミニウム合金が、過去に提案されている。ＡｌＳｉＭｇＣｕ鋳造合金は、２０１３年５月２日公開の「Ｈｉｇｈ−Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ＡｌＳｉＭｇＣｕ Ｃａｓｔｉｎｇ Ａｌｌｏｙ」という名称の同一所有者による米国特許出願公開第２０１３／０１０５０４５号に記載されている。

開示される主題は、改善されたアルミニウム鋳造合金（casting alloy）（鋳造合金（foundry alloy）としても知られる）及びその製造方法に関する。より具体的には、本出願は、
８．５〜９．５重量％のケイ素と、
０．５〜２．０重量％の銅（Ｃｕ）と、
０．１５〜０．６０重量％のマグネシウム（Ｍｇ）と、
０．３５〜０．８重量％のマンガンと、
最大で５．０重量％の亜鉛と、
最大で１．０重量％の銀と、
最大で１．０重量％のニッケルと、
最大で１．０重量％のハフニウムと、
最大で１．０重量％の鉄と、
最大で０．３０重量％のチタンと、
最大で０．３０重量％のジルコニウムと、
最大で０．３０重量％のバナジウムと、
最大で０．１０重量％の、ストロンチウム、ナトリウム及びアンチモンのうち１つ又は２つ以上と、
それぞれ≦０．０４重量％であり、合計≦０．１２重量％であるその他元素と、を有し、
残部がアルミニウムである、新規アルミニウム鋳造合金に関する。
新規アルミニウム鋳造合金は、特に、エンジン用途（例えば、シリンダーヘッドとして、シリンダー／エンジンブロックとして）及び自動車用途（例えば、サスペンション及び構造用部品、連接棒）などの様々な用途で利用することができる。

Ｉ．組成
上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は通常、８．５〜９．５重量％のＳｉを含む。一実施形態では、アルミニウム合金は、８．７５〜９．５重量％のＳｉを含む。一実施形態では、アルミニウム合金は、８．７５〜９．２５重量％のＳｉを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は通常、０．５〜２．０重量％の銅（Ｃｕ）を含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、０．８〜２．０重量％の銅を含む。別の方法では、アルミニウム合金は、１．０〜１．５重量％の銅を含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、０．７〜１．３重量％の銅を含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．８〜１．２重量％の銅を含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は通常、０．１５〜０．６０重量％のＭｇを含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、０．２０〜０．５３重量％のマグネシウム（Ｍｇ）を含む。１つの方法では、合金は、≧０．３６重量％のマグネシウム（例えば、０．３６〜０．５３重量％のＭｇ）を含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、０．４０〜０．４５重量％のマグネシウムを含む。別の方法では、合金は、≦０．３５重量％のマグネシウム（例えば、０．１５〜０．３５重量％のＭｇ）を含む。１つの別の方法では、合金は、０．２０〜０．２５重量％のＭｇを含む。マグネシウム及び銅の別の組み合わせを以下に記載する。

以下に記載するように、銅＋マグネシウムの量を制限し、Ｑ相の適切な体積分率を確実にしてもよい。質別Ｔ５に加工され、０．１５〜０．３５重量％のＭｇ（例えば、０．２０〜０．２５重量％のＭｇ）を有する製品のためには、新規アルミニウム鋳造合金は、２．５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦４．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。一実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、２．５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦４．０などの量の銅＋マグネシウムを含む。別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、２．５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦３．７５などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、２．５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦３．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、２．５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦３．２５などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、２．７５≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦３．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。この段落の任意の実施形態では、アルミニウム合金内のマグネシウムは、０．１５〜０．３０重量％のＭｇに制限、例えば、０．２０〜０．２５重量％のＭｇに制限されてよい。

質別Ｔ５、Ｔ６又はＴ７のうち任意のものに加工される製品のためには、新規アルミニウム鋳造合金は、４．７≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．８などの量の銅＋マグネシウムを含む。一実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、４．７≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．７などの量の銅＋マグネシウムを含む。別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、４．７≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．６などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、４．７≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、４．８≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、４．９≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、５．０≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．５などの量の銅＋マグネシウムを含む。別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、５．０≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．４などの量の銅＋マグネシウムを含む。更に別の実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、５．１≦（Ｃｕ＋１０Ｍｇ）≦５．４などの量の銅＋マグネシウムを含む。この段落の任意の実施形態では、アルミニウム合金内のマグネシウムは、例えば、０．３０〜０．６０重量％のＭｇ、又は０．３５〜０．５５重量％のＭｇ、又は０．３７〜０．５０重量％のＭｇ、又は０．４０〜０．５０重量％のＭｇ、又は０．４０〜０．４５重量％Ｍｇなどの許容可能な範囲のより上限に近くてよい。１つの方法では、アルミニウム合金は、約１．０重量％の銅（例えば、０．９０〜１．１０重量％のＣｕ、又は０．９５〜１．０５重量％のＣｕ）を、約０．４重量％のマグネシウム（０．３５〜０．４５重量％のＭｇ、又は０．３７〜０．４３重量％のＭｇ）と組み合わせて含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は通常、０．３５〜０．８重量％のマンガンを含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、０．４５〜０．７０重量％のＭｎを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．５０〜０．６５重量％のＭｎを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．５０〜０．６０重量％のＭｎを含む。１つの方法では、アルミニウム合金中の鉄対マンガン（Ｆｅ：Ｍｎ）の重量比は、≦０．５０である。別の方法では、アルミニウム合金中の鉄対マンガン（Ｆｅ：Ｍｎ）の重量比は、≦０．４５である。別の方法では、アルミニウム合金中の鉄対マンガン（Ｆｅ：Ｍｎ）の重量比は、≦０．４０である。別の方法では、アルミニウム合金中の鉄対マンガン（Ｆｅ：Ｍｎ）の重量比は、≦０．３５である。別の方法では、アルミニウム合金中の鉄対マンガン（Ｆｅ：Ｍｎ）の重量比は、≦０．３０である。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で１．０重量％のＦｅを含んでよい。１つの方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．５重量％のＦｅを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．３５重量％のＦｅを含む。更なる方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．３０重量％のＦｅを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．２５重量％のＦｅを含む。更なる方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．２０重量％のＦｅを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．１５重量％のＦｅを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、０．１０〜０．３０重量％のＦｅを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で５．０重量％のＺｎを含んでよい。１つの方法では、合金は、≦０．５重量％のＺｎを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．２５重量％のＺｎを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．１５重量％のＺｎを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０５重量％のＺｎを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０１重量％のＺｎを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で１．０重量％のＡｇを含んでよい。一実施形態では、アルミニウム合金は、≦０．５重量％のＡｇを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．２５重量％のＡｇを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．１５重量％のＡｇを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０５重量％のＡｇを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０１重量％のＡｇを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で１．０重量％のＮｉを含んでよい。一実施形態では、アルミニウム合金は、≦０．５重量％のＮｉを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．２５重量％のＮｉを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．１５重量％のＮｉを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０５重量％のＮｉを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０１重量％のＮｉを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で１．０重量％のＨｆを含んでよい。一実施形態では、アルミニウム合金は、≦０．５重量％のＨｆを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．２５重量％のＨｆを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．１５重量％のＨｆを含む。別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０５重量％のＨｆを含む。更に別の方法では、アルミニウム合金は、≦０．０１重量％のＨｆを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、それぞれ最大で０．３０重量％のジルコニウム及びバナジウムを含んでよい。高圧ダイカスト実施形態では、ジルコニウム及びバナジウムの両方が、少なくともそれぞれ０．０５重量％の量で存在してよく、このときＺｒ＋Ｖの総量は、初相粒子を形成しない（例えば、Ｚｒ＋Ｖの総量は、０．１０重量％〜０．５０重量％である）。一実施形態では、アルミニウム合金は、それぞれ少なくとも０．０７重量％のジルコニウム及びバナジウムを含み、Ｚｒ＋Ｖは０．１４〜０．４０重量％である。一実施形態では、アルミニウム合金は、それぞれ少なくとも０．０８重量％のジルコニウム及びバナジウムを含み、Ｚｒ＋Ｖは０．１６〜０．３５重量％である。一実施形態では、アルミニウム合金は、それぞれ少なくとも０．０９重量％のジルコニウム及びバナジウムを含み、Ｚｒ＋Ｖは０．１８〜０．３５重量％である。一実施形態では、アルミニウム合金は、それぞれ少なくとも０．０９重量％のジルコニウム及びバナジウムを含み、Ｚｒ＋Ｖは０．２０〜０．３０重量％である。別の方法では、アルミニウム合金は、それぞれ≦０．０３重量％のジルコニウム及びバナジウムを含む（例えば、非ＨＰＤＣ用途用の不純物として）。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で０．３０重量％のチタンを含んでよい。一実施形態では、アルミニウム合金は、０．００５〜０．２５重量％のＴｉを含む。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．００５〜０．２０重量％のＴｉを含む。更に別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．００５〜０．１５重量％のＴｉを含む。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１〜０．１５重量％のＴｉを含む。更に別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０３〜０．１５重量％のＴｉを含む。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５〜０．１５重量％のＴｉを含む。ジルコニウム及びチタンの両方が新規アルミニウム合金中で使用されるとき、アルミニウム合金は通常、上記チタン量の任意のものなど、少なくとも０．００５重量％のＴｉを含む。一実施形態では、アルミニウム合金は、それぞれ少なくとも０．０９重量％のジルコニウム及びバナジウムを含み、Ｚｒ＋Ｖは、０．１８〜０．３５重量％、及び０．０５〜０．１５重量％のＴｉを含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は、最大で０．１０重量％の、ストロンチウム、ナトリウム、及びアンチモンのうち１つ又は２つ以上を含んでよい。１つの方法では、アルミニウム合金は、≦０．０５重量％のストロンチウムを含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、≦０．０３重量％のナトリウムを含む。１つの方法では、アルミニウム合金は、≦０．０３重量％のアンチモンを含む。一実施形態では、アルミニウム合金は、ストロンチウム、５０〜３００ｐｐｍのストロンチウムを含む。一実施形態では、アルミニウム合金は、ナトリウム及びアンチモンを含まず、これらの元素を不純物としてのみ含む。

上記のように、新規アルミニウム鋳造合金は通常、それぞれ≦０．０４重量％、合計≦０．１２重量％のその他元素を含み、残部はアルミニウムである。一実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は通常、それぞれ≦０．０３重量％、合計≦０．１０重量％のその他元素を含み、残部はアルミニウムである。

一実施形態では、新規アルミニウム鋳造合金は、９．１４〜９．４１重量％のＳｉ、０．５４〜１．５３重量％のＣｕ、０．２１〜０．４８重量％のＭｇ、０．４８〜０．５３重量％のＭｎ、０．１３〜０．１７重量％のＦｅ、０．１１〜０．３０重量％のＴｉ、０．１０〜０．１４重量％のＺｒ、０．１２〜０．１３重量％のＶ、≦０．０５重量％のＺｎ、≦０．０５重量％のＡｇ、≦０．０５重量％のＮｉ、≦０．０５重量％のＨｆ、最大で０．０１２重量％のＳｒ、それぞれ≦０．０４重量％、合計≦０．１２重量％のその他元素を含み、残部はアルミニウムである。質別Ｔ５に加工される合金のためには、この合金は、０．２０〜０．２５重量％Ｍｇを含んでよく、Ｃｕ＋１０Ｍｇは２．５〜４．０である。質別Ｔ５、Ｔ６又はＴ７のうち任意のものに加工される合金のためには、この合金は、０．４０〜０．４８重量％Ｍｇを含んでよく、Ｃｕ＋１０Ｍｇは４．７〜５．８である。

ＩＩ．加工
新規アルミニウム鋳造合金は、任意の好適な形状又は物品である、成形鋳造物であってよい。１つの方法では、新規アルミニウム合金は、自動車部品又はエンジン部品（例えば、シリンダーヘッド又はシリンダー／エンジンブロック）の形状の成形鋳造物である。

１つの方法では、成形鋳造物品を製造する方法は、
（ａ）適切な量の上記元素を適切な融解装置内で融解することにより、上記アルミニウム合金を得る工程と、
（ｂ）融解したアルミニウム合金を成形型内に導入する工程と、
（ｃ）成形型から欠陥のない成形鋳造物品を取り出す工程と、を含む。
取り出し工程の後、本方法は任意に、
（ｄ）成形鋳造物品を調質する（例えば、質別Ｔ５、Ｔ６又はＴ７に調質する）ことを含んでよい。
欠陥のないとは、成形鋳造物品が、その使用目的において使用できることを意味する。

導入工程（ｂ）について、成形型は、高圧ダイカスト（ＨＰＤＣ）用成形型などの、新規アルミニウム鋳造合金に適合し得る任意の好適な成形型であってよい。

取り出し工程（ｃ）に先立ち、本方法は、鋳造物を凝固させ、その後鋳造物を冷却することを含んでよい。一実施形態では、冷却工程は、凝固工程の後に成形鋳造物を水と接触させることを含む。別の実施形態では、冷却工程は、凝固工程の後に成形鋳造物を空気及び／又は水と接触させることを含む。取り出し工程（ｃ）の後、本方法は、成形鋳造物品を調質することを含んでよい。

一実施形態では、調質は、質別Ｔ５に調質することである。ＡＮＳＩ Ｈ３５．１（２００９）に規定されるように、質別Ｔ５とは、アルミニウム合金が、「高温成形プロセスから冷却後、人工時効処理されたものあり、高温成形プロセスから冷却後、冷間加工されない製品、すなわち、平坦化又はくせ取りにおける冷間加工の効果が、機械的特性限度において認識され得ない製品に適応される」。質別Ｔ５に調質するとき、調質工程は、取り出し工程の後に、成形鋳造物品の人工時効処理することを含んでよい。人工時効処理は、以下に記載するように実施されてよい。成形鋳造プロセス（例えば、ＨＰＤＣ）のため、質別Ｔ５は、分離溶体化処理及び急冷を必要としない（すなわち、質別Ｔ６及びＴ７に必要とされるように、分離溶体化処理及び急冷工程を含まない）。

別の実施形態では、調質は、質別Ｔ６に調質することである。ＡＮＳＩ Ｈ３５．１（２００９）に規定されるように、Ｔ６とは、アルミニウム合金が、「溶体化処理後、人工時効処理されたものであり、溶体化処理後、冷間加工されない製品、すなわち、平坦化又はくせ取りにおける冷間加工の効果が、機械的特性限度において認識され得ない製品に適応される」。質別Ｔ６に調質するとき、調質工程（ｄ）は、（ｉ）成形鋳造物品を溶体化することと、それに続く、（ｉｉ）成形鋳造物品を急冷することと、を含んでよい。急冷工程（ｉｉ）の後、本方法は、（ｉｉｉ）成形鋳造物品を人工時効処理することを含んでよい。

更に別の実施形態では、調質は、質別Ｔ７に調質することである。ＡＮＳＩ Ｈ３５．１（２００９）に規定されるように、Ｔ７とは、アルミニウム合金が、「溶体化処理され、過剰時効処理／安定化処理されたものであり、寸法及び強度安定性を提供するため、溶体化処理後に人工時効される鋳造品に適応される」。質別Ｔ７に調質するとき、調質工程（ｄ）は、（ｉ）成形鋳造物品を溶体化することと、それに続く、（ｉｉ）成形鋳造物品を急冷することと、を含んでよい。急冷工程（ｉｉ）の後、本方法は、（ｉｉｉ）成形鋳造物品を過剰時効処理／安定化処理条件まで人工時効処理することを含んでよい。

１つの方法では、方法は、アルミニウム合金を溶体化処理することと、急冷することと、を含む。一実施形態では、溶体化処理は、
（ａ）アルミニウム合金を第１温度に加熱する（例えば、合金を、２時間±１５分間、周囲温度から最大で５０４．４℃±５．０℃までの熱に曝す）工程と、
（ｂ）第１温度を、第１に維持する（例えば、少なくとも０．５〜８時間、例えば約２時間）工程と、
（ｃ）この温度を第２のより高い温度に上げる（例えば、約３０分間で第２温度まで上げるなど、５〜６０分間かけて５３０℃±５．０℃まで上げる）工程と、
（ｄ）第２温度を５３０℃に、第２に維持する（例えば、２〜８時間、例えば約４時間保持）工程と、を含む。
第２維持工程（ｄ）の後、アルミニウム合金を急冷してよい（例えば、水及び／又は空気中）。

上記のように、調質工程は、アルミニウム合金の人工時効処理を含んでよい。一実施形態では、人工時効処理は、合金を１９０℃〜２２０℃の温度に１〜１０時間（例えば、約６時間）保持することを含む。別の実施形態では、人工時効処理は、１〜１０時間（例えば、約６時間）、１７５℃〜２０５℃の温度において実施される。

Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系における、（Ａｌ）及び液体を含む相平衡のグラフである。

Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ合金の凝固経路におけるＣｕ添加の影響のグラフである。

Ａｌ−９％−０．４％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ合金の相画分におけるＣｕ含量の影響のグラフである。

Ａｌ−９％Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金のＱ相形成温度におけるＣｕ及びＭｇ含量の影響のグラフである。

Ａｌ−９％Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の平衡固相線温度におけるＭｇ及びＣｕ含量の影響のグラフである。

Ａｌ−９％Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の平衡固相線温度（Ｔ_Ｓ）及びＱ相形成温度（Ｔ_Ｑ）におけるＭｇ及びＣｕ含量の影響のグラフである。

Ａｌ−ｘ％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ−ｙ％Ｚｎ合金の流動性における亜鉛及びケイ素の影響のグラフである。

球状のＳｉ粒子及び非溶解Ｆｅ含有粒子を示す、倍率２００ＸのＳＥＭ（走査型電子顕微鏡写真）である。

図９ａ〜ｂは、検討された合金中の非溶解Ｆｅ含有粒子の写真である。

図１０ａ〜ｄは、Ａｌ−９Ｓｉ−０．５Ｍｇ合金の引張特性における時効処理条件の影響のグラフである。

図１１ａ〜ｄは、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ合金の引張特性におけるＣｕの影響のグラフである。

図１２ａ〜ｄは、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ合金の引張特性におけるＣｕ及びＺｎの影響のグラフである。

図１３ａ〜ｄは、Ａｌ−９％Ｓｉ−１．２５％Ｃｕ−Ｍｇ合金の引張特性におけるＭｇ含量の影響のグラフである。

図１４ａ〜ｄは、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ合金の引張特性におけるＡｇの影響のグラフである。

図１５ａ〜ｄは、本開示に記載されるように、高温において異なる時間時効処理した、６種類の合金の引張特性のグラフである。

高温において異なる時間時効処理した、５種類の合金のシャルピー衝撃エネルギー（ＣＩＥ）対降伏強さのグラフである。

１５５℃で１５時間時効処理した、選択した合金のＳ−Ｎ疲労曲線のグラフである。平滑、軸；応力比＝−１。

１５５℃で６０時間時効処理した、選択した合金のＳ−Ｎ疲労曲線のグラフである。平滑、軸；応力比＝−１。

図１９ａ〜ｄは、鋳造した状態の及び機械加工された、高温で２つの異なる時間で時効処理された５種類の合金サンプルの断面の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０後の光学顕微鏡写真である。 図２０ａ〜ｄは、鋳造した状態の及び機械加工された、高温で２つの異なる時間で時効処理された５種類の合金サンプルの断面の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０後の光学顕微鏡写真である。 図２１ａ〜ｄは、鋳造した状態の及び機械加工された、高温で２つの異なる時間で時効処理された５種類の合金サンプルの断面の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０後の光学顕微鏡写真である。 図２２ａ〜ｄは、鋳造した状態の及び機械加工された、高温で２つの異なる時間で時効処理された５種類の合金サンプルの断面の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０後の光学顕微鏡写真である。 図２３ａ〜ｄは、鋳造した状態の及び機械加工された、高温で２つの異なる時間で時効処理された５種類の合金サンプルの断面の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０後の光学顕微鏡写真である。

６時間のＧ１１０試験後の、鋳造した状態及び機械加工した表面における、異なる時間で時効処理された選択した合金の攻撃の深さのグラフである。

Ａｌ−９Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金において強度及び延性と相関がある、Ｍｇ及びＣｕ含量のグラフである。

高温に曝した後の特定の合金（合金９）の引張特性のグラフである。

図２７ａ及び２７ｂは高温に曝す前の、合金９サンプルの断面の走査型電子顕微鏡写真である。

図２８ａ〜ｅは、合金９及びＡ３５６合金の引張特性のグラフと相関させた、上昇させた温度に曝した後の、合金９の断面の一連の走査型電子顕微鏡写真である。 図２８ａ〜ｅは、合金９及びＡ３５６合金の引張特性のグラフと相関させた、上昇させた温度に曝した後の、合金９の断面の一連の走査型電子顕微鏡写真である。

様々な合金の室温における降伏強さのグラフである。

様々な合金を１７５℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。

様々な合金を３００℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。

様々な合金を３００℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。

様々な合金を３００℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。

様々な合金を３００℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。

＜実施例１：高性能ＡｌＳｉＣｕＭｇ鋳造合金＞
１．１ 計算熱力学に基づく合金開発方法
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ鋳造合金の性能を改良するため、新規合金の設計方法を用いて、以下のように説明される。

Ｃｕ含量を増やしたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ鋳造合金は、θ’−Ａｌ_２Ｃｕ及びＱ’析出物量がより高いことによって、強度を増すことができるが、特に非溶解構成成分のＱ相の量が増える場合、延性は低下し得る。図１は、その全体が参照することにより本明細書に組み込まれる、Ｘ．Ｙａｎ，Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ ａｎｄ ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｍｏｄｅｌｉｎｇ ｃｏｕｐｌｅｄ ｗｉｔｈ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙｓ．Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｗｉｓｃｏｎｓｉｎ−Ｍａｄｉｓｏｎ，２００１に示されるように、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ四元系の計算された状態図を示す。図１は、三元系における三相平衡、及び、四相平衡四元一変系線を示す。点Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ及びＦは、四元系における五相不変点である。点Ｔ１〜Ｔ６は、三元系における四相不変点であり、Ｂ１、Ｂ２及びＢ３は、二元系における三相不変点である。Ｑ相は共晶反応（不変反応Ｂ）に関与するため、Ｃｕを含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金において、凝固中のＱ相（ＡｌＣｕＭｇＳｉ）構成粒子の形成がほぼ避けられない。これらＣｕ含有Ｑ相粒子を溶体化処理中に溶解できない場合、Ｃｕの強化効果が低減し、鋳造物の延性も影響を受けるであろう。

非溶解Ｑ相（ＡｌＣｕＭｇＳｉ）を最小限にし／排除し、固溶体／析出強化を最大限にするため、合金組成、溶体化処理、及び時効処理の方法を最適化しなくてはならない。本開示に従って、熱力学計算を用いて、非溶解Ｑ相粒子を避けるため、合金組成（主にＣｕ及びＭｇ含量）並びに溶体化処理を選択した。Ｐａｎｄａｔ熱力学的シミュレーションソフトウェア及びＰａｎＡｌｕｍｉｎｕｍデータベースＬＬＣ、Ｃｏｍｐｕｔｈｅｒｍ、Ｐａｎｄａｔ Ｓｏｆｔｗａｒｅ及びＰａｎＡｌｕｍｉｎｕｍ Ｄａｔａｂａｓｅ ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｃｏｍｐｕｔｈｅｒｍ．ｃｏｍを用いて、これらの熱力学的データを算出した。

本開示の発明者らは、ＣｕをＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ鋳造合金に加えると、凝固順序が変わることを認識している。図２は、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４％Ｍｇ−０．１％Ｆｅの凝固経路に対する１％Ｃｕ（本報告における全ての組成は重量パーセントである）の予想される影響を示す。より詳細には、より低温でのＣｕ含有相の形成により、１％Ｃｕの添加に伴って凝固温度範囲が顕著に上昇する。Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ−１％Ｃｕ合金では、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉが約５３８℃で形成され、θ−Ａｌ_２Ｃｕ相が約５１０℃で形成された。各構成成分相の体積分率及びこれらの形成温度も、Ｃｕ含量の影響を受ける。

図３は、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４％Ｍｇ−０．１％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ合金の相画分における予想されるＣｕ含量の影響を示す。Ｃｕ含量が増加すると、θ−Ａｌ_２Ｃｕ及びＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉの量が増加し、一方、Ｍｇ_２Ｓｉ及びπ−ＡｌＦｅＭｇＳｉの量が減少する。０．７％超のＣｕを含む合金では、Ｍｇ_２Ｓｉ相は凝固注意形成されない。Ｃｕ含量が０．７％を超える場合、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉの量は、合金中のＭｇ含量によっても制限される。

Ａｌ−９％Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金におけるＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相形成温度（Ｔ_Ｑ）は、Ｃｕ及びＭｇ含量の関数である。構成成分相の「形成温度」は、液相から構成成分相が形成し始める温度として定義される。図４は、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の形成温度における予想されるＣｕ及びＭｇ含量の影響を示す。Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の形成温度は、Ｃｕ含量の増加と共に低下するが、Ｍｇ含量の増加と共に上昇する。

本開示に従って、鋳造した状態で全てのＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相粒子を完全に溶解するため、溶体化処理温度（Ｔ_Ｈ）がＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の形成温度を超える、すなわち、Ｔ_Ｈ＞Ｔ_Ｑである必要がある。再融解を避けるため、溶体化処理温度の上限は、平衡固相線温度（Ｔ_Ｓ）である。具体的手段として、局部融解及びロゼットとして当該技術分野において既知である金属欠陥の発生を避けるため、溶体化処理温度は、固相線温度より少なくとも５〜１０℃下回るように制御される。そのため、実際には、以下の関係が成立する。
Ｔ_Ｓ−１０℃＞Ｔ_Ｈ＞Ｔ_Ｑ （１）

本開示に従って、この基準を達成するため、合金組成、主にＣｕ及びＭｇ含量は、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の形成温度が固相線温度より低くなるように選択しなくてはならない。図５は、Ａｌ−９％Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の固相線温度における予想されるＣｕ及びＭｇ含量の影響を示す。予想されるように、Ｃｕ及びＭｇ含量が増加すると固相線温度が低下する。図６に示されるように、Ｍｇ含量はＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の形成温度を上昇させるが、固相線温度を低下させることに留意されたい。Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相形成温度面及び（Ｔ_Ｓ−１０℃）面（固相線温度面より１０℃下回る）は、図６中で重なっている。これら２つの面は、曲線Ａ−Ｂ−Ｃに沿って交差する。等式（１）の基準を満たす領域は、曲線Ａ−Ｂ−Ｃの右側、すなわち、Ｔ_Ｑ＜Ｔ_Ｓ−１０℃である。Ｃｕ−Ｍｇ組成次元に曲線Ａ−Ｂ−Ｃを投射すると、図２５に示されるような、好ましい組成境界である中心線Ｃｕ＋１０Ｍｇ＝５．２５を生じる。下限であるＣｕ＋１０Ｍｇ＝４．７３、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相形成温度面及び（Ｔ_Ｓ−１５℃）表面（固相線温度面より１５℃低い）の交差によって画定された。上限であるＣｕ＋１０Ｍｇ＝５．７８は、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相形成温度面及び（Ｔ_Ｓ−５℃）表面（固相線温度面より５℃低い）の交差によって画定された。Ａｌ−９％Ｓｉ−０．１％Ｆｅ−ｘ％Ｃｕ−ｙ％Ｍｇ合金において、Ｃｕ及びＭｇ含量をこれらの限度内に制御するとき、溶体化処理中にＱ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相粒子を完全に溶解できる。

本開示に従って、合金の強度及び延性を最大化する好ましいＭｇ及びＣｕ含量を図２５に示す。

Ｍｇ及びＣｕ含量の好ましい関連性は、
０．５＜Ｃｕ＜２．０のとき、Ｃｕ＋１０Ｍｇ＝５．２５によって定義される。
上限はＣｕ＋１０Ｍｇ＝５．８であり、下限はＣｕ＋１０Ｍｇ＝４．７である。

上記の方法は、（ｉ）アルミニウム合金中に溶解可能な全ての構成成分相の形成温度を計算すること、（ｉｉ）アルミニウム合金の平衡固相線温度を計算すること、（ｉｉｉ）全ての溶解可能な構成成分相の形成温度が、固相線温度より少なくとも１０℃低い場合、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ空間内に領域を画定すること、によって、溶体化温度の選択を可能にする。Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ空間は、Ａｌ、Ｃｕ、Ｍｇ及びＳｉそれぞれの相対組成％、並びに、関連する相対組成の範囲に対する固相線温度によって画定される。ある種の合金、例えば、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉでは、空間は、２種類の対象とする元素、例えば、Ｃｕ及びＭｇの相対組成に関連する固相線温度によって画定され得、合金の重要な特性、例えば引張特性に与える影響に関連すると考えられる．加えて、溶体化温度を選択し、特定の、例えば、重要な特性、例えば引張特性に悪影響を与える相を減少させることができる。合金は、例えば鋳造後、溶体化処理後に完全に溶解する必要がある相、例えば、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相の計算された形成温度を上回るが、計算された平衡固相線温度より下回って加熱されることによって、熱処理されてよい。溶体化処理後に完全に溶解する必要がある相の形成温度、及び固相線温度は、例えば、ＣｏｍｐｕＴｈｅｒｍ ＬＬＣ（Ｍａｄｉｓｏｎ，ＷＩ）から入手可能なＰａｎｄａｔ（商標）ソフトウェア及びＰａｎＡｌｕｍｉｎｕｍ（商標）Ｄａｔａｂａｓｅを用いて、計算熱力学によって求めることができる。

１．２ 引張試験片鋳造物向けの組成選択
上記解析に基づき、いくつかのＭｇ及びＣｕ含量の組み合わせを、表３に示すように選択した。更に、本発明の発明者による実験により、３重量％を超える濃度の亜鉛をＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−（Ｃｕ）合金に加えると、合金の延性及び強度の両方を増加できることが示されている。図７に示されるように、亜鉛は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金の流動性も増すことができる。したがって、亜鉛（４重量％）の追加も評価した。また、Ｌ．Ａ．Ａｎｇｅｒｓ，Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｉ／Ｍ ２ｘｘｘ Ａｌｌｏｙｓ ｆｏｒ Ｈｉｇｈ Ｓｐｅｅｄ Ｃｉｖｉｌ Ｔｒａｎｓｐｏｒｔ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ，Ａｌｌｏｙ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｄｉｖｉｓｉｏｎ Ｒｅｐｏｒｔ Ｎｏ．ＡＫ９２，１９９０−０４−１６は、Ａｇの追加により、高Ｃｕ含有（＞〜１．５重量％）アルミニウム合金の時効硬化を促進し、室温及び高温における引張強度を増加できることも報告している。Ａｇ（０．５重量％）の追加も、高Ｃｕ含量、例えば１．７５重量％Ｃｕの合金に含めた。そのため、１０種類の合金組成を評価のために選択した。これらの合金の標的組成を表３に示す。表３中の合金１は、基準合金のＡ３５９であることに留意されたい。

改変されたＡＳＴＭ引張試験片用成形型を、鋳造に使用した。成形型用潤滑スプレーをゲージ部に用い、一方成形型用断熱スプレーを空洞の残り部分に用いた。各合金につき、３０個の鋳造物を作製した。平均サイクル時間は約２分間とした。検討した実際の組成を以下の表４に示す。

実際の組成は、標的組成に非常に近い。鋳造物の水素含量（１回の試験）を表５に示す。

注：合金３は多孔質のランスで脱気し、その他の合金は全て回転式脱気装置を用いて脱気した。

１．３ Ｃｕ及びＭｇに応じた好ましい溶体化処理温度
Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相粒子を全て溶解するため、溶体化処理温度は、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相形成温度よりも高くなければならない。表６は、１０種類の検討した合金の標的組成を用いる、計算された最終共晶温度、Ｑ相形成温度、及び固相線温度を示す。

上記情報に基づいて、２種類の溶体化処理法を規定し、用いた。合金２、３、９及び１０は、他のものよりも固相線温度が低く、及び／又は、最終共晶／Ｑ相形成温度が低かった。そのため、異なるＳＨＴ法を使用した。

合金２、３、９及び１０向けの方法Ｉは以下の通りとし、
・最大で４７１℃まで１．５時間（hour log）加熱
・４７１℃で２時間浸漬
・最大で５０４℃まで０．５時間かけて上昇
・５０４℃で４時間浸漬
・最大でＴ_Ｈまで０．５時間かけて上昇
・Ｔ_Ｈで６時間浸漬
・ＣＷＱ（冷水による急冷）
その他６種類の合金向けの方法ＩＩは以下の通りとした。
・最大で４９１℃まで１．５時間加熱
・４９１℃で２時間浸漬
・最大で５０４℃まで０．２５時間かけて上昇
・５０４℃で４時間浸漬
・最大でＴ_Ｈまで０．５時間かけて上昇
・Ｔ_Ｈで６時間浸漬
・ＣＷＱ（冷水による急冷）
最終工程である溶体化処理温度Ｔ_Ｈは、Ｍｇ及びＣｕ含量に基づいて以下の等式から求めた。
Ｔ_Ｈ（℃）＝５７０−１０．４８^＊Ｃｕ−７１．６^＊Ｍｇ−１．３３１９^＊Ｃｕ^＊Ｍｇ−０．７２^＊Ｃｕ^＊Ｃｕ＋７２．９５^＊Ｍｇ^＊Ｍｇ、（２）
式中、Ｍｇ及びＣｕはマグネシウム及び銅含量（重量％）である。Ｔ_Ｈの下限は以下によって定義される。
Ｔ_Ｑ＝５３３．６−２０．９８^＊Ｃｕ＋８８．０３７^＊Ｍｇ＋３３．４３^＊Ｃｕ^＊Ｍｇ−０．７７６３^＊Ｃｕ^＊Ｃｕ−１２６．２６７^＊Ｍｇ^＊Ｍｇ（３）
Ｔ_Ｈの上限は以下によって定義される。
Ｔ_Ｓ＝５７９．２−１０．４８^＊Ｃｕ−７１．６^＊Ｍｇ−１．３３１９^＊Ｃｕ^＊Ｍｇ−０．７２^＊Ｃｕ^＊Ｃｕ＋７２．９５^＊Ｍｇ^＊Ｍｇ（４）

光学及びＳＥＭ顕微鏡を用いて、溶体化処理した試料の微細構造の特徴を確認した。検討した全てのＣｕ含有合金において、非溶解Ｑ相粒子はなかった。図８は、質別Ｔ６である、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ合金（合金＃９）の微細構造を示す。Ｓｉ粒子は全て良好に球状化されていた。一部の非溶解粒子は、β−ＡｌＦｅＳｉ、π−ＡｌＦｅＭｇＳｉ、及びＡｌ_７Ｃｕ_２Ｆｅ相として区別した。これら非溶解相の形態を、より高い倍率で図９に示す。

１．４ 実験結果
１．４．１ 特性確認
ＡＳＴＭ Ｂ５５７法に従って引張特性を評価した。試験片を、改変したＡＳＴＭ Ｂ１０８鋳造物から切り出し、更なる機械加工は行わずに引張機で試験した。全ての引張結果は、５つの試料の平均である。選択した合金の靱性を、切り欠きがないシャルピー衝撃試験（ＡＳＴＭ Ｅ２３−０７ａ）を用いて評価した。試料寸法は、引張試験片鋳造物から機械加工した、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍとした。各合金につき、２つの試料を測定した。

ＡＳＴＭ Ｅ６０６法に従って、平滑Ｓ−Ｎ疲労試験を実施した。３つの応力レベル、１００ＭＰａ、１５０ＭＰａ、及び２００ＭＰａを評価した。Ｒ比を−１、周波数を３０Ｈｚとした。各条件に対し、３つの複製した試料を試験した。約１０^７サイクルの後、試験を終了した。平滑な疲労用円形試料は、引張試験片鋳造物のゲージ部を少し機械加工することによって得た。

ＡＳＴＭ Ｇ１１０法に従って、選択した条件の耐食性（攻撃の種類）を評価した。鋳造した状態の表面及び機械加工した表面の両方について、腐食様式及び攻撃深さを評価した。

引張、シャルピー衝撃、及びＳ−Ｎ疲労などの試験の生データを全て、表７〜９に示す。結果のまとめを次項に示す。

１．４．２ 室温における機械的特性
１．４．２．１ 引張特性に対する時効処理温度の影響
引張特性に対する人工時効処理温度の影響を、基準合金１−Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇを用いて調べた。最低４時間の自然時効処理の後、引張試験片鋳造物を、１５５℃で１５、３０、６０時間、１７０℃で８、１６、２４時間時効処理を行った。各時効処理条件に対し、３つの複製した試料を用いた。

図１０は、様々な時効処理条件における基準Ａ３５９合金（Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ）の引張特性を示す。低時効処理温度（１５５℃）では、高時効処理温度（１７０℃）よりも高い品質指数を生じる傾向がある。したがって、特性の改善を得るための時効処理時間が長くても、１５５℃での低時効処理温度を選択した。

１．４．２．２ 引張特性に対する合金元素の影響
図１１は、基準Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ合金及びＡｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ合金の引張特性を比較している。０．７５％ＣｕをＡｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇ合金に加えると、伸びを維持しつつも、降伏強さが〜２０ＭＰａ、極限引張強度が〜４０ＭＰａ増加する。Ｃｕ含有合金の平均品質指数は〜５６０ＭＰａであり、平均〜５２０ＭＰａの基準合金よりはるかに高い。

図１２は、４種の鋳造合金、１、２、３及び４の引張特性を比較している。合金１は基準合金である。合金２〜４は全て０．７５％Ｃｕと、様々な量のＭｇ及び／又はＺｎを含む。合金３及び４は０．４５％Ｍｇを含有するが、合金２は０．３５％Ｍｇを含有し、合金１は０．５％Ｍｇを含有する。合金２及び３は４％Ｚｎも有する。これら４種の合金の初期評価は、Ｍｇ及びＺｎは、延性を犠牲にすることなく合金の強度を増すことを示す。合金３と４との間を直接比較すると、４％ＺｎをＡｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ合金に添加することにより、伸びを維持しつつも、極限引張強度及び降伏強さの両方が増加することが示される。４％Ｚｎを添加すると、図１２に示されるように、時効処理速度も増加する。１５５℃で１５時間時効処理すると、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ−４％Ｚｎ合金において約３７０ＭＰａの降伏強さを達成でき、これは、Ｚｎを含まない合金よりも約３０ＭＰａ高い。

図１３は、Ａｌ−９％Ｓｉ−１．２５％Ｃｕ−Ｍｇ合金（合金６〜８）の引張特性に対する、Ｍｇ含量（０．３５〜０．５５重量％）の影響を示す。基準合金Ａｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇの引張特性も、比較のために含める。Ｍｇ含量は、引張特性に対する著しい影響を示した。Ｍｇ含量が増えると、降伏強さ及び引張強度の両方が増加したが、伸びは減少した。Ｍｇ含量の増加による伸びの減少は、Ｑ−ＡｌＣｕＭｇＳｉ相粒子が全て溶解したとしても、大量のπ−ＡｌＦｅＭｇＳｉ相粒子に関係し得る。Ａｌ−９％Ｓｉ−１．２５％Ｃｕ−Ｍｇ合金の品質指数に対するＭｇ含量の影響は、総合的には重要ではないことがわかった。

図１４は、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ合金の引張特性に対する、Ａｇ（０．５重量％）の影響を示す。０．５重量％Ａｇの添加による、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ合金の強度、伸び、及び品質指数に対する影響は非常に限定されていた。Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ（Ａｇなし）合金の品質指数は、基準合金のＡ３５９（合金１）より〜６０ＭＰａ高いことに留意されたい。

図１５ａ〜１５ｄは、基準合金Ａｌ−９Ｓｉ−０．５Ｍｇ（合金１）と共に、本開示による５種類の期待される合金の引張特性を示す。これら５種類の合金は、標的引張特性、すなわち、引張の１０〜１５％増加と、Ａ３５６／Ａ３５７合金と類似の伸びの維持を達成する。合金は、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ（合金４）、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ−４％Ｚｎ（合金３）、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−１．２５％Ｃｕ（合金７）、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ（合金９）、及びＡｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕ−０．５％Ａｇ（合金１０）である。

データに基づき、１５５℃において１５〜６０時間の範囲で時効処理した合金について、以下の引張特性を得ることができると考えられる。
極限引張強度： ４５０〜４７０ＭＰａ
引張降伏強さ： ３６０〜３９０ＭＰａ
伸び： ５〜７％
品質指数： ５６０〜５９０ＭＰａ

これらの特性は、Ａ３５９（合金１）よりはるかに高く、Ａ２０１（Ａｌ４．６Ｃｕ０．３５Ｍｇ０．７Ａｇ）鋳造合金（ＵＴＳ ４５０ＭＰａ、ＴＹＳ ３８０ＭＰａ、伸び８％、及びＱ ５８５ＭＰａ）に非常に似ている（）ＡＳＭ Ｈａｎｄｂｏｏｋ Ｖｏｌｕｍｅ １５，Ｃａｓｔｉｎｇ，ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｄｅｃｅｍｂｅｒ ２００８）。一方、これらＡｌ−９％Ｓｉ−Ｍｇ−Ｃｕ合金の可鋳性は、Ａ２０１合金よりはるかに良好である。Ａ２０１合金は、高温割れ及びＣｕのマクロ偏析の傾向が高いことによって、可鋳性が乏しい。更に、０．７重量％Ａｇを有するＡ２０１の材料コストも、Ａｇを含まない本開示による実施形態よりも、ずっと高い。

引張特性結果に基づき、期待される引張特性を有するＡｇを含まない４種類の合金（合金３、４、７及び９）を、基準合金のＡ３５９（合金１）と共に、更なる検討のために選択した。１５５℃で１５時間及び６０時間時効処理したこれらの５種類の合金について、シャルピー衝撃、Ｓ−Ｎ疲労及び、一般的腐食試験を実施した。

１．４．４ シャルピー衝撃試験
図１６は、シャルピー衝撃エネルギー対引張降伏強さをプロットすることによる、個々の試験の結果を示す。黒記号は、１５５℃で１５時間時効処理した試料であり、白記号は、１５５℃で６０時間時効処理した試料である。時効処理時間が長くなるにつれて引張降伏強さは増加し、一方、時効処理時間が長くなるにつれてシャルピー衝撃エネルギーは減少する。結果は、ほとんどの合金／時効処理条件は、予想した強度／靱性関係に従うことを示す。しかしながら、実際の結果は、Ｃｕ含量が高くなると、例えば、１．２５及び１．７５重量％では、強度／靱性関係がわずかに低下することを示す。

１．４．５ Ｓ−Ｎ疲労試験
多くの場合、アルミニウム鋳造物は、負荷応力のサイクルを受ける工業部品中で使用される。これらの工業寿命の間、無数の応力サイクルが起こるため、これらの疲労寿命の特徴を確認することが重要である。これは、自動車のサスペンション部品など、安全性が不可欠である用途において特に当てはまる。

図１７及び１８は、１５５℃で、それぞれ１５及び６０時間時効処理した５種類の選択した合金の、Ｓ−Ｎ疲労試験結果を示す。これらの試験中、一定の振幅応力（Ｒ＝−１）を試験試料に加えた。３つの異なる応力レベル、１００ＭＰａ、１５０ＭＰａ及び２００ＭＰａを加えた。破損までの合計サイクル数を記録した。

１５５℃で１５時間時効処理したとき、全てのＣｕ含有合金は、高い応力レベル（＞１５０ＭＰａ）において、基準Ａ３５９合金よりも良好な疲労性能（破損までのサイクル数が多い）を示した。低い応力レベル（＜１２５ＭＰａ）では、Ａｌ−９Ｓｉ−０．４５Ｍｇ−０．７５Ｃｕ及びＡｌ−９Ｓｉ−０．３５Ｍｇ−１．７５Ｃｕ合金の疲労寿命は、Ａ３５９合金と非常に類似しているが、Ａｌ−９Ｓｉ−０．４５Ｃｕ−０．７５Ｃｕ−４Ｚｎ合金（合金３）の疲労寿命は、Ａ３５９合金より短かった。この合金の短い疲労寿命は、先に記載したように、鋳造物の水素含量が高いことによって生じ得る。

時効処理時間を延長すると（より高い引張強度）、破損までのサイクル数が減少する傾向を示した。例えば、時効処理時間を１５時間から６０時間に延長すると、１５０ＭＰａの応力レベルにおける破損までの平均サイクル数は、Ａｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ合金では〜３２３，０００から〜２０５，０００まで、Ａ３５９合金では〜１５５，９００から〜８２，５００まで減少した。この結果は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−（Ｃｕ）鋳造合金の強度／疲労関係における一般的な傾向であり得る。ここでも、合金３は他のものより低い疲労性能を示した。

１．４．６ 腐食試験−ＡＳＴＭ Ｇ１１０
図１９〜２３は、５種類の選択した合金の鋳造した状態の表面及び機械加工した表面の両方における、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後の断面図の光学顕微鏡写真を示す。腐食攻撃様式は、主に樹枝状晶間腐食であった。腐食部位の数は概ね、Ｃｕを含まない基準合金よりも４種類のＣｕ含有組成で高かった。

より詳細には、図１９ａ〜ｄは、ａ）鋳造した状態で１５時間１５５℃で時効処理された合金、ｂ）鋳造した状態で６０時間１５５℃で時効処理された合金、ｃ）機械加工した表面を有し１５時間１５５℃で時効処理された合金、及び、ｄ）機械加工した表面を有し６０時間１５５℃で時効処理された合金の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後のＡｌ−９％Ｓｉ−０．５％Ｍｇの断面の光学顕微鏡写真を示す。

図２０ａ〜ｄは、ａ）鋳造した状態で１５時間１５５℃で時効処理された合金、ｂ）鋳造した状態で６０時間１５５℃で時効処理された合金、ｃ）機械加工した表面を有し１５時間１５５℃で時効処理された合金、及び、ｄ）機械加工した表面を有し６０時間１５５℃で時効処理された合金の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後のＡｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕ−４％Ｚｎの断面の光学顕微鏡写真を示す。

図２１ａ〜ｄは、ａ）鋳造した状態で１５時間１５５℃で時効処理された合金、ｂ）鋳造した状態で６０時間１５５℃で時効処理された合金、ｃ）機械加工した表面を有し１５時間１５５℃で時効処理された合金、及び、ｄ）機械加工した表面を有し６０時間１５５℃で時効処理された合金の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後のＡｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−０．７５％Ｃｕの断面の光学顕微鏡写真を示す。

図２２ａ〜ｄは、ａ）鋳造した状態で１５時間１５５℃で時効処理された合金、ｂ）鋳造した状態で６０時間１５５℃で時効処理された合金、ｃ）機械加工した表面を有し１５時間１５５℃で時効処理された合金、及び、ｄ）機械加工した表面を有し６０時間１５５℃で時効処理された合金の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後のＡｌ−９％Ｓｉ−０．４５％Ｍｇ−１．２５％Ｃｕの断面の光学顕微鏡写真を示す。

図２３ａ〜ｄは、ａ）鋳造した状態で１５時間１５５℃で時効処理された合金、ｂ）鋳造した状態で６０時間１５５℃で時効処理された合金、ｃ）機械加工した表面を有し１５時間１５５℃で時効処理された合金、及び、ｄ）機械加工した表面を有し６０時間１５５℃で時効処理された合金の、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後のＡｌ−９％Ｓｉ−０．３５％Ｍｇ−１．７５％Ｃｕの断面の光学顕微鏡写真を示す。

図２４は、６時間のＡＳＴＭ Ｇ１１０試験後の攻撃の深さを示す。合金間での明確な差異や傾向はない。鋳造した状態の表面と機械加工した表面との間にいくらかの差異はあったが、時効処理時間は、いずれも攻撃の深さに明らかな影響を及ぼさなかった。全般的に、腐食攻撃は、同じサンプルの鋳造した状態の表面よりも機械加工した表面においてわずかに深かった。

全体的に、Ｃｕ又はＣｕ＋Ｚｎの添加は、腐食様式を変えず、合金の攻撃の深さを増強しない。評価した全ての合金は、基準合金のＡ３５９と同様の耐食性を有すると考えられる。

本開示は、延性を犠牲にすることなく高い強度を達成できるＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金について記載している。４５０〜４７０ＭＰａの極限引張強度、３６０〜３９０ＭＰａの降伏強さ、５〜７％の伸び、及び５６０〜５９０ＭＰａの品質指数などの引張特性が得られた。これらの特性は、従来の３ｘｘ合金を上回り、Ａ２０１（２ｘｘ＋Ａｇ）合金と非常に類似しているが、新規Ａｌ−９Ｓｉ−ＭｇＣｕ合金の可鋳性は、Ａ２０１合金よりもはるかに良好である。新規合金は、Ａ３５９（Ａ１−９Ｓｉ−０．５Ｍｇ）合金よりも良好なＳ−Ｎ疲労耐性を示した。本開示による合金は、十分な破壊靱性と一般的な耐食性を有する。

＜実施例２−高温における用途向けの鋳造合金＞
開示に記載されるものなどの合金は、高温に曝される用途、例えば、エンジン内でエンジンブロック、シリンダーヘッド、ピストンなどの形態で利用され得るため、かかる合金が、高温に曝されたときの挙動様式の評価に着目する。図２６は、様々な温度に曝された後の、本開示による合金、すなわち、Ａｌ−９Ｓｉ−０．３５Ｍｇ−１．７５Ｃｕ（以前は、例えば図１５では合金９と称した）の引張特性のグラフを示す。記載したように、グラフ中のデータを生成する各試験において、合金の曝露時間は、示される温度において５００時間である。示される温度において、サンプルも試験した。グラフに示されるように、合金の降伏強さは、１５０℃を超える温度において顕著に減少した。本開示に従って、金属を分析し、上昇した温度への曝露による強度損失に関連する特徴を確認した。

図２７ａ及び２７ｂは、高温に曝露する前の合金９のサンプルの断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を示し、２７ｂは、３１ａの顕微鏡写真で「Ａｌ」で示した部分の拡大図である。図２７ａに示されるように、Ｓｉ及びＡｌＦｅＳｉ粒子と同様に結晶粒界が見えている。図２７ｂに示される主にＡｌ部分は、２０，０００×倍率で目に見える析出物がない。

図２８ａ〜ｅは、顕微鏡写真と合金９の引張特性グラフＧ上のデータ点との相関を示している、高温に曝露された後の図２７ｂに示される顕微鏡写真と同倍率の合金Ｃ００（以前は、例えば図１５では合金９と称した）の断面の、一連の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）顕微鏡写真を示す。ある温度範囲内のＡ３５６合金の引張特性も、比較のためのグラフＧ中に示す。一連の顕微鏡写真からわかるように、合金９の高温への曝露の結果、より大きく、末広形状を呈する析出物粒子が連続的に目立つようになる。

本開示の発明者らは、特定の合金化元素、すなわち、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｈｆ、及びＦｅを、本開示のＣ００合金（以前は、例えば図１５では合金９と称した）に少量導入し、高温での強度低下に耐える合金を産生できることを認めた。

以下の表（表１０）は、高温での改良された強度を開発する目的で、Ｃ００合金（以前は、例えば図１５では合金９と称した）への少量の追加元素を利用した、１８種類の合金を示す。

表１１は、前述の合金の機械的特性、すなわち、３００℃、１７５℃、及び室温（ＲＴ）における、極限引張強度（ＵＴＳ）、総降伏強さ（ＴＹＳ）、及び伸び％を示す。

図２９は、前述の合金の室温での降伏強さのグラフを示す。Ａ３５６を比較のために示す。加えて、強度改善のためにエネルギー省（ＤＯＥ）が発表した標的を比較のために示す［Ｐｒｅｄｉｃｔｉｖｅ Ｍｏｄｅｌｉｎｇ ｆｏｒ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｌｉｇｈｔ ｗｅｉｇｈｔｉｎｇ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ａｌｌｏｙ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｆｏｒ Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ ａｎｄ Ｈｅａｖｙ−Ｄｕｔｙ Ｅｎｇｉｎｅｓ、Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ Ｅｎｅｒｇｙ発行、０３／２２／２０１２］。理解されるように、Ｃ００合金は、室温における強度において合金Ｃ０２〜Ｃ１８に相当し、これらは全て実質的に、Ａ３５６合金の強度及びＤＯＥの標的特性を上回る。実質的な量のＭｇを含まない合金Ｃ０１は、降伏強さがはるかに低かった。

図３０は、前述の合金について、１７５℃で５００時間曝露後の降伏強さのグラフである。Ｃ００並びにＡ３５６を比較のために示す。理解されるように、Ｃ００合金は、実質的にＡ３５６合金の強度を上回る。合金Ｃ０２〜Ｃ１８は全て、Ａ３５６及びＣ００の両方に比べて著しい改善を示す。

図３１は、前述の合金について、３００℃で５００時間曝露後の降伏強さのグラフである。Ｃ００並びにＡ３５６を比較のために示す。図３２は、様々な合金を３００℃に曝した後の、降伏強さのグラフである。より詳細には、隣接する合金（矢印の方向に進む）は、追加元素又は元素量の増加の結果を示す。図３２のグラフにおいて、一番高い結果は、Ｃ００＋０．１Ｔ＋０．１６Ｆｅ＋０．１３Ｖ＋０．１５Ｚｒにおいてである。この組み合わせにＺｒを更に加えると（０．１８％まで）、性能の低下をもたらす。

図３３は、様々な合金を３００℃で５００時間曝露した後の、降伏強さのグラフである。このグラフは、Ｃ００組成へのＴｉ、Ｆｅ及びＭｎの添加による改善を示し、最大性能は、Ｃ００＋０．１１Ｔｉ＋０．３２Ｆｅ＋０．３Ｍｎについて記される。前述のものにＶを添加すると性能が低下し、０．１２Ｚｒを更に添加すると、その性能が最大レベルまでほぼもどる。

図３４は、様々な合金、すなわち、Ｃ００組成への元素の追加による、３００℃に曝露した後の降伏強さのグラフである。最適性能は、Ｃ００＋０．１Ｔｉ＋０．２８Ｎｉ＋０．３２Ｆｅ＋０．１４Ｍｎ＋０．１Ｈｆ＋０．１１Ｖ＋０．０４Ｚｒについて記される。

＜実施例３−半永久的成形型シリンダーヘッド用途向けの鋳造合金＞
高温での高強度と非常に良好な可鋳性によって、Ｃ０５合金（表１０）が、シリンダーヘッド用途、例えば、内燃機関向けの優れた候補になる。Ｃ０５合金（表１０）のプラントスケール試験を実施した。重力による半永久的成形型鋳造プロセスを用いて、シリンダーヘッド鋳造物を作製した。実際の組成を表１２に示す。

引張試料ブロックを、燃焼室区域から切り出した。これらを以下の方法を用いて溶体化処理した。
９４０°Ｆ（５０４．４℃）まで２時間（hr log）＋９４０°Ｆ（５０４．４℃）／２時間＋最大で９８６°Ｆ（５３０℃）まで３０分間上げる＋９８６°Ｆ（５３０℃）／４時間＋ＣＷＱ

３種の人工時効処理手順、１９０℃／６時間、２０５℃／６時間、及び２２０℃／６時間を評価し、機械的特性の結果を表１３に示す。

また、前述の合金組成も用いて、高圧ダイカスト（ＨＰＤＣ）法により、Ｔ５調質手順を用いてシリンダーヘッドを形成した。

＜実施例４−ＨＰＤＣエンジンブロック用途向けの鋳造合金＞
本開示の別の実施形態に従って、開示されるアルミニウム合金を用い、例えば、内燃機関用のシリンダーブロックを鋳造できる。エンジンブロックはエンジン重量に主に寄与するため、エンジンブロックに開示される合金を使用すると、鋳鉄から作られたエンジンと比較して、ガソリンエンジンの重量を顕著に軽減、例えば、最大で４５％の重量軽減をもたらすことができる。より低い重量を有するエンジンは、性能の改善、燃費の改善、及び排出削減につながる。エンジンの大量生産において、高圧ダイカスト（ＨＰＤＣ）プロセスは、高生産率及び生産コストの低減のために幅広く使用される。

ＨＰＤＣエンジンブロックの鋳造法は、Ｔ５調質手順を使用することが多い。本開示の合金は、Ｔ５手順を用いて調質できる。この手順は、高温溶体化処理及び急冷を使用しないことに留意されたい。本開示の実施形態に従って、表１４に示す組成を有する６種類の合金を調製し、改変したＡＳＴＭ引張試験片成形型に鋳造した。

全ての合金においてＦｅ：Ｍｎの重量比は０．２５〜０．３２とした。

各組成につき、６０個の引張試験片試料を製造した。試料を完全に凝固した後、半分を水で急冷し、別の半分を空気で冷却した。次に、結果として得られる試料の物理的性質を試験し、以下にも記載する。水による急冷及び空冷の試料の両方において、３種の異なる人工時効処理手順、１７５℃／６時間、１９０℃／６時間、及び２０５℃／６時間を評価した。

表１５、１６及び１７は、異なる条件で時効処理された空冷試料の、それぞれ平均降伏強さ、極限引張強度、及び伸びを示す。表１５は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の降伏強さに対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を空気中で冷却した。表１５に示されるように、Ｍｇ及びＣｕ含量は、降伏強さへの顕著な影響を示した。０．４％Ｍｇ及び１．０〜１．５％Ｃｕを有する合金は、その他の合金よりも高い降伏強さを示した。

表１６は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の極限引張強度に対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を空気中で冷却した。表１６は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の伸びに対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を空気中で冷却した。表１６〜１７に示されるように、Ｍｇ及びＣｕが増加すると、ＵＴＳがわずかに増加し、伸びが低下する。空冷試料では、Ｔ５条件で達成された降伏強さの最大は、約１９０ＭＰａであった。

表１８、１９及び２０は、異なる条件で時効処理された温水で急冷した試料の、それぞれ平均降伏強さ、極限引張強度、及び伸びを示す。表１８は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の降伏強さに対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を温水中で冷却した。表１８に示されるように、Ｍｇ及びＣｕ含量は、降伏強さへの顕著な影響を示した。表１９は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の極限引張強度に対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を温水中で冷却した。表２０は、Ａｌ−９Ｓｉ−０．１５Ｆｅ−０．５５Ｍｎ−Ｃｕ−Ｍｇ合金の伸びに対するＣｕ、Ｍｇ及び時効処理条件の影響を示す。完全に凝固した後、引張試験片鋳造物を温水中で冷却した。

０．４％Ｍｇ及び１．０〜１．５％Ｃｕを有する合金は、その他の合金よりも高い降伏強さを示した。温水で急冷した試料では、Ｔ５条件で達成された降伏強さの最大は、約２６０ＭＰａであった。

＜実施例５−ＨＰＤＣエンジンブロック用途向けの鋳造合金＞

２種類の合金について、追加の高圧ダイカスト（ＨＰＤＣ）試験を完了したが、この組成を以下の表２１に示す。合金をジャーナル片として鋳造した。鋳造後、様々な合金を空気中で急冷し、一方別の合金を温水（≒６０℃）中で急冷した。様々な合金を、様々な時間及び温度で時効処理し、様々な機械的特性を試験後、その結果を以下の表２２〜２４に示す。鋳造表面の約１ｍｍ下部から取ったＪＩＳ１４Ｂ試験試料を用いて、強度及び伸びを試験した。

室温、応力比Ｒ＝−１（＝σ_ｍｉｎ／σ_ｍａｘ）、周波数１５００ｒｐｍ、平均応力（σ_ｍ）ゼロ（０）ＭＰａにおいて、合金Ｒ８の疲労特性を測定した。疲労は、室温で９０ＭＰａであった。

水で急冷し、約６時間約２０５℃で人工時効した、１つの質別Ｔ５の合金Ｒ８について、約１５０℃での疲労強度（ステアケース疲労）も測定した。この種の質別Ｔ５合金Ｒ８は、１５０℃で８１．２５±７．８３ＭＰａの平均疲労強度を実現した。応力振幅増加は５．０ＭＰａであり、収束係数は０．９４であった。

当然のことながら、本明細書に記載の実施形態は例示にすぎず、当業者は、特許請求される主題の趣旨及び範囲から逸脱することなく、多くの変更及び修正を行える。例えば、異なる時効処理条件を使用すると、結果として異なる特性を生じ得る。かかる変更及び修正は全て、添付の特許請求の範囲内に含まれるものとする。

Claims (31)

1. ８．５〜９．５重量％のケイ素と、
   ０．８〜２．０重量％の銅（Ｃｕ）と、
   ０．２０〜０．５３重量％のマグネシウム（Ｍｇ）と、
   ０．３５〜０．８重量％のマンガンと、
   最大で５．０重量％の亜鉛と、
   最大で１．０重量％の銀と、
   最大で１．０重量％のニッケルと、
   最大で１．０重量％のハフニウムと、
   最大で１．０重量％の鉄と、
   最大で０．３０重量％のチタンと、
   最大で０．３０重量％のジルコニウムと、
   最大で０．３０重量％のバナジウムと、
   最大で０．１０重量％の、ストロンチウム、ナトリウム及びアンチモンのうち１つ又は２つ以上と、
   それぞれ≦０．０４重量％であり、合計≦０．１２重量％であるその他元素と、からなり、
   残部がアルミニウムである、アルミニウム鋳造合金。
2. 鉄対マンガンの比が≦０．５である、請求項１に記載の合金。
3. 前記合金が１．０〜１．５重量％の銅を含む、請求項１に記載の合金。
4. 前記合金が０．４〜０．４５重量％のマグネシウムを含む、請求項１に記載の合金。
5. 前記合金が１．０重量％の銅及び０．４重量％のマグネシウムを含む、請求項１に記載の合金。
6. 前記合金が≦０．５重量％の亜鉛を含む、請求項１に記載の合金。
7. 前記合金が≦０．２５重量％の亜鉛を含む、請求項１に記載の合金。
8. 前記合金が≦０．５重量％のハフニウムを含む、請求項１に記載の合金。
9. 前記合金が≦０．２５重量％のハフニウムを含む、請求項１に記載の合金。
10. 前記合金が≦０．５重量％の鉄を含む、請求項１に記載の合金。
11. 前記合金が≦０．３５重量％の鉄を含む、請求項１に記載の合金。
12. 前記合金が鉄を０．１０〜０．３０重量％の鉄の量で含む、請求項１に記載の合金。
13. 前記合金が≦０．１重量％のジルコニウムを含む、請求項１に記載の合金。
14. 前記合金が≦０．１重量％のバナジウムを含む、請求項１に記載の合金。
15. 前記合金が≦０．０５重量％のストロンチウムを含む、請求項１に記載の合金。
16. 前記合金が≦０．３重量％のナトリウムを含む、請求項１に記載の合金。
17. 前記合金が≦０．３重量％のアンチモンを含む、請求項１に記載の合金。
18. 前記合金をＴ５に調質する工程を含む、請求項１に記載の合金を熱処理する方法。
19. 請求項１に記載の合金を熱処理する方法であって、
    （ａ）前記合金を、周囲温度から最大で５０４．４℃に２時間曝す工程と、
    （ｂ）前記温度を、５０４．４℃で２時間維持する工程と、
    （ｃ）前記温度を、５３０℃まで３０分間かけて上げる工程と、
    （ｄ）前記温度を、５３０℃で４時間維持する工程と、
    （ｅ）冷水中で急冷する工程と、を含む、方法。
20. 前記合金を、１９０℃〜２２０℃の温度で約６時間人工時効処理する工程を更に含む、請求項１９に記載の方法。
21. シリンダーヘッドを鋳造する方法であって、
    （ａ）請求項１に記載の合金を得ることと、
    （ｂ）前記合金を融解することと、
    （ｃ）前記融解した合金を成形型内に導入し、鋳造物を形成することと、
    （ｄ）前記鋳造物を、請求項１９に記載の熱処理法にかけることと、を含む、方法。
22. 前記鋳造物を請求項２０に記載の人工時効処理工程にかける工程を更に含む、請求項２１に記載の方法。
23. 前記成形型が、高圧ダイカスト成形型である、請求項２１に記載の方法。
24. シリンダーヘッド又はエンジンブロックを鋳造する方法であって、
    （ａ）請求項１に記載の合金を得ることと、
    （ｂ）前記合金を融解することと、
    （ｃ）前記融解した合金を成形型内に導入し、鋳造物を形成することと、
    （ｄ）前記鋳造物をＴ５条件を用いて調質することと、を含む、方法。
25. シリンダーヘッド又はエンジンブロックを鋳造する方法であって、
    （ａ）請求項１に記載の合金を得ることと、
    （ｂ）前記合金を融解することと、
    （ｃ）前記融解した合金を成形型内に導入し、鋳造物を形成することと、
    （ｄ）前記鋳造物を凝固させることと、
    （ｅ）前記鋳造物を冷却させることと、を含む、方法。
26. 前記鋳造物の人工時効処理工程を更に含む、請求項２５に記載の方法。
27. 前記冷却が空気中で行われ、前記人工時効処理が１７５℃〜２０５℃の温度で約６時間行われる、請求項２６に記載の方法。
28. 前記冷却が水中で行われ、前記人工時効処理が１７５℃〜２０５℃の温度で約６時間行われる、請求項２６に記載の方法。
29. 前記成形型が高圧ダイカスト成形型であり、前記導入工程が高圧ダイカストによるものである、請求項２５に記載の方法。
30. 前記合金が≦０．３５重量％のマグネシウムを含む、請求項１に記載の合金。
31. 前記合金が≦０．２５重量％のマグネシウムを含む、請求項１に記載の合金。

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