JP2024539658A - 高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含み、アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金を提供する。
【選択図】図５Ａ

Description

本発明は、アルミニウム合金及びその製造方法に関し、より詳細には、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法に関する。

環境規制及び燃費の向上に対する要求により、電気動力ベースの自動車市場が急速に膨張している。電気動力ベースの自動車の場合、バッテリー、電装部品、安全部品の増加によって、走行距離の確保のための軽量化技術が必須であり、特に、主要電装モジュールの完成品の性能及び寿命に直接的に影響を与えるアルミニウムの高放熱特性の確保が重要である。アルミニウム合金において一般に相反する関係を有する「高強度ｖｓ．高延伸」、「高強度ｖｓ．高熱伝導度」、及び「高流動ｖｓ．高熱伝導度」の特性を考慮した高特性アルミニウム鋳造用素材技術は、絶対的に不足している状況である。

一方、アルミニウムのリサイクリングは、純原料から金属を作るのに必要なエネルギーの約９５％を節約できると報告されている。このような強力な経済的、環境的利点にもかかわらず、リサイクル過程でアルミニウム合金は、０．４～０．８重量％のレベルのＦｅが主要不純物として蓄積されるところ、これは、素材の延性を低下させることによって、多くの自動車部品業界でスクラップの使用を制限する原因として作用する。

Ａｌ－Ｓｉ合金に少量のＦｅが存在すれば、アルミニウム基地との凝集力が低く、かつ硬く脆いＦｅ系金属間化合物であるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成されると報告されている。例えば、Ａｌ－７Ｓｉ合金に０．４重量％以上のＦｅを添加すると、凝固中にＡｌ－Ｓｉ共晶反応の前に数百μｍに達する粗大な針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成される。実際の現場では、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和（ｎｅｕｔｒａｌｉｚｉｎｇ）させるために、化学的添加剤（例えば、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ）による改良処理を試みている。しかし、このような研究は、主に現象的な部分に対する報告に限られており、生成相の制御メカニズム及び物理的／機械的特性との関連性に関する研究は全くない状況である。

関連する先行技術文献として、大韓民国公開特許第１０－２０１６－００４８７７７号がある。

本発明が達成しようとする技術的課題は、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金を提供し、その製造方法を提供することである。上述したように、粗大な針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成されると、材料の強度、延性、伝導度の面で不利に作用し得るが、発想の転換により、このようなＦｅ系金属間化合物の生成相を制御することによって、‘強度と延伸率’を同時に増加させることができるアルミニウム鋳造合金を提供し、その製造方法を提供しようとする。

上記課題を解決するための本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含み、アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するものの、Ｍｎを含まないと共に、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から相変化することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記アルミニウム鋳造合金は、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和させるための添加剤として、マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）を含有しないことを特徴とする。β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和させるということは、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の形状などを制御するか、または相変態を通じて脆性を低減させるという構成を含む。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、Ａｌ：７４．９～８６．７ａｔ．％、Ｆｅ：６．９～１４．３ａｔ．％、Ｓｉ：６．２～１１．３ａｔ．％の組成を有することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、１００ＭＰａ～１４０ＭＰａの範囲の降伏強度、１８０ＭＰａ～２２０ＭＰａの範囲の最大引張強度、２．５％～８．５％の範囲の延伸率、及び１６０Ｗ／ｍＫ～１９０Ｗ／ｍＫの範囲の熱伝導度を有することができる。

上記課題を解決するための本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含むアルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと；アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップと；を含む。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも２００℃～３００℃高い温度で維持した後、１Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも１００℃～１５０℃高い温度で維持した後、１０Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で１時間～２時間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で超音波を印加して１分～２分間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、単斜晶（ｍｏｎｏｃｌｉｎｉｃ）結晶構造を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の生成がＡｌ－Ｓｉ共晶反応よりも先に起こり、アルミニウム基地であるα－Ａｌ相が前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物よりも先に生成され得る。

上記課題を解決するための本発明の他の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含み、アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む。

上記課題を解決するための本発明の他の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含むアルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと；アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップと；を含む。

本発明の実施例によれば、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法を実現することができる。これによれば、アルミニウム鋳造材の許容鉄（Ｆｅ）含量レベルを増加させながら、強度を向上させると同時に、延伸率の低下がないアルミニウム鋳造材合金、及び合金を製造する方法を実現することができる。具体的には、鋳造用アルミニウム液状金属の構造（例えば、ボンディング（ｂｏｎｄｉｎｇ）、クラスタリング（ｃｌｕｓｔｅｒｉｎｇ））を崩壊させることができる外部エネルギーを液状金属に印加して、金属間化合物のような生成相を制御し、凝固中に生成される晶出相、金属間化合物の種類、大きさ、分布などの変化を誘導することによって、強度、伝導度、延性など、相反する特性を同時に向上させることができる高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法を実現する。

もちろん、このような効果によって本発明の範囲が限定されるものではない。

Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ三元系の液相線投影状態図（ｌｉｑｕｉｄｕｓ ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）を示した図である。 本発明の実験例によるアルミニウム合金鋳造材を形成するために使用されたステップモールドを示す概略図である。 本発明の実験例において、冷却速度によるアルミニウム鋳造合金の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例において、冷却速度によるアルミニウム鋳造合金の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例において、外部エネルギーの印加温度及び方法と、冷却速度による微細組織の形態を示したグラフである。 本発明の実験例において、アルミニウム鋳造合金の溶湯温度８００℃で維持時間による微細組織の形態を示したグラフである。 本発明の実験例において、アルミニウム鋳造合金の溶湯温度６００～８００℃に加熱、及び冷却速度０．８Ｋ／ｓで凝固させたアルミニウム鋳造合金の後方散乱電子イメージを示した図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示す図である。 本発明のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の結晶構造を分析した写真である。 本発明のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物の結晶構造を分析した写真である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。 本発明の実験例１１～実験例１３において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後（ａｓ ｃａｓｔ）の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例１１～実験例１３において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後（ａｓ ｃａｓｔ）の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の微細組織を撮影した写真である。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の引張特性を比較したグラフである。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の熱伝導度特性を比較したグラフである。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の熱伝導度特性を比較したグラフである。 本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の熱伝導度特性を比較したグラフである。 図４１は、本発明の変形された他の実施例（表７）において、冷却速度によるアルミニウム鋳造合金の微細組織を撮影した写真である。 図４２は、本発明の変形された他の実施例（表７）によるアルミニウム鋳造合金の鋳造直後の引張特性を示したものである。 図４３は、本発明の変形された他の実施例（表７）によるアルミニウム鋳造合金のＴ６熱処理後の電気伝導度特性を示したものである。

本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法を詳細に説明する。後述する用語は、本発明での機能を考慮して適切に選択された用語であって、このような用語に対する定義は、本明細書全般にわたる内容に基づいて行われるべきである。

本発明では、鋳造用アルミニウム液状金属の構造（例えば、ボンディング、クラスタリング）を崩壊させることができる外部エネルギーを液状金属に印加して、金属間化合物のような生成相を制御する。凝固中に生成される晶出相、金属間化合物の種類、大きさ、分布などの変化を誘導することによって、強度、伝導度、延性など、相反する特性を同時に向上させることができる高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金、並びにその製造方法を提供する。

本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含み、アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む。

前記アルミニウム鋳造合金は、ストロンチウム（Ｓｒ）：０．０２重量％以下、チタン（Ｔｉ）：０．１５重量％以下、またはジルコニウム（Ｚｒ）：０．１５重量％以下をさらに含むこともできる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するものの、Ｍｎを含まないと共に、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から相変化することができる。前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、マンガンを含有しないので、最終組織においてα－ＡｌＭｎＳｉ相を含まない。但し、前記立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するという意味である。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記アルミニウム鋳造合金は、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和させるための添加剤として、マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）を含有しないことを特徴とする。

表１は、本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金で具現されたα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物の組成を分析した結果を示したものである。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、Ａｌ：７４．９～８６．７ａｔ．％、Ｆｅ：６．９～１４．３ａｔ．％、Ｓｉ：６．２～１１．３ａｔ．％の組成を有することができる。図１は、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ三元系の液相線投影状態図（ｌｉｑｕｉｄｕｓ ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）を示した図である。

図１を参照すると、本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、Ａｌ－Ｓｉ系合金にＦｅが添加された合金であって、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ三元系の液相線投影状態図（ｌｉｑｕｉｄｕｓ ｐｒｏｊｅｃｔｉｏｎ）による凝固経路過程でβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成され得るＡｌ、Ｓｉ、Ｆｅの組成範囲に限定され得る。

本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、鉄（Ｆｅ）の組成範囲は０．３２重量％以上～０．８５重量％以下であってもよい。鉄（Ｆｅ）の含量が０．３２重量％よりも低い場合、Ａｌ－７Ｓｉ－ｘＦｅ合金の凝固過程でβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の生成よりもＡｌ－Ｓｉ共晶反応が先に起こり得る。反面、鉄（Ｆｅ）の含量が０．８５重量％を超える場合、凝固中に基地であるα－Ａｌ相よりもβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が先に生成され得る。したがって、本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、鉄（Ｆｅ）の組成範囲は０．３２重量％以上～０．８５重量％以下に制御することが好ましい。

本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、シリコン（Ｓｉ）の組成範囲は６．５重量％以上～１１．５重量％以下であってもよい。シリコン（Ｓｉ）の含量が６．５重量％よりも低い場合、溶湯の流動度が低下して鋳造性を確保することが難しくなり得る。反面、シリコン（Ｓｉ）の含量が１１．５重量％を超える場合、アルミニウム鋳造合金の熱伝導度が減少し得る。

本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、マグネシウム（Ｍｇ）の組成範囲は０．２重量％以上～０．４重量％以下であってもよい。マグネシウム（Ｍｇ）の含量が０．２重量％よりも低い場合、アルミニウム鋳造合金の時効硬化能が低下して、強度が減少し得る。反面、マグネシウム（Ｍｇ）の含量が０．４重量％を超える場合、アルミニウム鋳造合金の延性が減少し得る。

一方、本発明の一実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含むアルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと；アルミニウム基地内に立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップと；を含む。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも２００℃～３００℃高い温度で維持した後、１Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。例えば、前記冷却速度は、１Ｋ／ｓｅｃ以上１００Ｋ／ｓｅｃ以下の範囲を有することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも１００℃～１５０℃高い温度で維持した後、１０Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。例えば、前記冷却速度は、１０Ｋ／ｓｅｃ以上１００Ｋ／ｓｅｃ以下の範囲を有することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップで前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の温度が液相線温度よりも高いものの、溶湯の温度と液相線温度との差が小さいほど、前記冷却速度が大きくなるように制御することが必要である。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で１時間～２時間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で超音波を印加して１分～２分間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、単斜晶結晶構造を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の生成がＡｌ－Ｓｉ共晶反応よりも先に起こり、アルミニウム基地であるα－Ａｌ相が前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物よりも先に生成され得る。

実験例

以下、本発明の理解を助けるために好ましい実験例を提示する。但し、以下の実験例は、本発明の理解を助けるためのものに過ぎず、本発明が以下の実験例によって限定されるものではない。

アルミニウム合金鋳造材の組成及び工程の設計

表２は、本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の組成及び工程条件を示したものである。実験例Ａは、亜共晶Ａｌ－Ｓｉ系合金の組成（単位：重量％）に対して評価したものである。

本実験例では、Ｆｅ系金属間化合物の生成相の制御のために、液状金属を溶解するステップにおいて、通常の鋳造方法とともに、次の２つの液相工程（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｒａｔｅ（ＴＲ）、Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ＵＳＴ））を行った。Ｔｈｅｒｍａｌ Ｒａｔｅは、溶湯を過熱させた状態で一定時間維持する処理方法を意味する。表２において「ＴＲ」項目は、溶湯を設定温度で１時間維持した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味し、「ＵＳＴ」項目は、設定温度の溶湯で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味する。

表２において、実験例１である‘合金１’項目は、Ａ３５６．２合金に該当し、実験例２である‘合金２’項目は、Ａ３５６．２合金と対比して、鉄（Ｆｅ）の含量が約０．３～０．４重量％だけさらに多い合金に該当し、実験例３である‘合金３’項目は、合金２の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例４である‘合金４’項目は、合金２の合金の溶湯を８００℃で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例５である‘合金５’項目は、合金２の合金の溶湯を設定温度９００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例６である‘合金６’項目は、前記合金５の条件の工程を適用した後、再溶融を経た場合に該当する。一方、実験例７である‘合金７’項目は、Ａ３５６．２合金と対比して、鉄（Ｆｅ）の含量が約０．５～０．６重量％だけさらに多い合金に該当し、実験例８である‘合金８’項目は、合金７の合金の溶湯を７００℃で１分間超音波処理した後、約７００℃の温度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、‘合金９’項目は、合金７の合金の溶湯を設定温度１１００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合に該当する。

図２は、本発明の実験例によるアルミニウム合金鋳造材を形成するために使用されたステップモールドを示す概略図である。

本発明の実験例では、約８ｋｇを有する合金を、誘導溶解炉及び電気抵抗式溶解炉を用いて通常の溶解温度である７００℃で溶解させ、図２のようなステップモールド（冷却速度２．２Ｋ／ｓ～４０Ｋ／ｓ）に溶湯を注いで鋳造する工程を適用した。前記合金１～６は、電気抵抗式溶解炉で溶解及び脱ガス処理を適用し、注入温度は、いずれも７００℃に固定した。一方、前記合金７～９は、誘導溶解炉で溶解するものの、脱ガス処理は適用せず、注入温度は、いずれも７００℃に固定した。

図３及び図４は、本発明の実験例において、冷却速度によるアルミニウム鋳造合金の微細組織を撮影した写真であり、図５Ａは、本発明の実験例において、外部エネルギーの印加温度及び方法と、冷却速度による微細組織の形態を示したグラフである。

一方、図６乃至図１２は、本発明の実験例による微細組織の２次元形態又は３次元形態を撮影した写真である。具体的には、図６は、本発明の実験例において、合金９の微細組織の２次元形態を撮影した走査電子顕微鏡写真であり、図７は、本発明の実験例において、合金９の微細組織の３次元形態を撮影したイメージ写真であり、図８は、本発明の実験例において、合金３の微細組織の２次元形態を撮影した走査電子顕微鏡写真であり、図９は、本発明の実験例において、合金４の微細組織の２次元形態を撮影した走査電子顕微鏡写真であり、図１０は、本発明の実験例において、合金４の微細組織の３次元形態を撮影したイメージ写真であり、図１１は、本発明の実験例において、合金２の微細組織の２次元形態を撮影した走査電子顕微鏡写真であり、図１２は、本発明の実験例において、合金２の微細組織の３次元形態を撮影したイメージ写真である。

図３乃至図１２を参照すると、アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度（約６００℃）よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する工程を行うにおいて、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも２００℃～３００℃高い温度（約８００℃～９００℃）で維持した後、１Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する場合、板状（ｐｌａｔｅ－ｌｉｋｅ）を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から中国文字（Ｃｈｉｎｅｓｅ ｓｃｒｉｐｔ）の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することを確認することができる。前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は、３次元的に板状を有し、２次元断面上では針状の形状を有することができる。

実験例の合金５（Ａｌｌｏｙ５）において、表２の組成を有する合金（Ａ５）の溶湯を、設定温度９００℃で１時間維持した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１Ｋ／ｓｅｃ以上（２．２Ｋ／ｓｅｃ、６．９Ｋ／ｓｅｃ、１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は全て、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。

実験例の合金３（Ａｌｌｏｙ３）において、表２の組成を有する合金（Ａ３）の溶湯を、設定温度８００℃で１時間維持した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１Ｋ／ｓｅｃ以上（２．２Ｋ／ｓｅｃ、６．９Ｋ／ｓｅｃ、１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は全て、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。

実験例の合金４（Ａｌｌｏｙ４）において、表２の組成を有する合金（Ａ４）の溶湯を、８００℃で１分間超音波処理した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１Ｋ／ｓｅｃ以上（２．２Ｋ／ｓｅｃ、６．９Ｋ／ｓｅｃ、１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の少なくとも一部は、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。さらに、１０Ｋ／ｓｅｃ以上（１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は全て、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。

一方、実験例の合金９（Ａｌｌｏｙ９）において、表２の組成を有する合金（Ａ９）の溶湯を、設定温度１１００℃で１時間維持した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１Ｋ／ｓｅｃ以上（２．２Ｋ／ｓｅｃ、６．９Ｋ／ｓｅｃ、１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は全て、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。

また、図３乃至図１２を参照すると、アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度（約６００℃）よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する工程を行うにおいて、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも１００℃～１５０℃高い温度（約７００℃～７５０℃）で維持した後、１０Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することを確認することができる。

実験例の合金８（Ａｌｌｏｙ８）において、表２の組成を有する合金（Ａ８）の溶湯を、７００℃で１分間超音波処理した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ以上（１６Ｋ／ｓｅｃ、４０Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の少なくとも一部は、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生したことを確認することができる。しかし、実験例の合金８（Ａｌｌｏｙ８）において、表２の組成を有する合金（Ａ８）の溶湯を、７００℃で１分間超音波処理した後、注入温度７００℃に下げ、溶湯を１０Ｋ／ｓｅｃ未満（２．２Ｋ／ｓｅｃ、６．９Ｋ／ｓｅｃ）の冷却速度で金型に注入して鋳造する工程を適用した場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生しないことを確認することができる。

図４を参照すると、それぞれの冷却速度での超音波処理は、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の形状変化なしに、微細化を起こす反面、ｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅは、針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉの形状を中国文字の形状に変えることが観察される。冷却速度が６．９から最大４０Ｋ／ｓに増加するにつれて、通常処理材（合金７）に比べて、超音波処理（合金８）及びｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅ（合金９）による生成相の微細化効果が顕著に観察される。

中国文字の形状のＦｅ系金属間化合物は、熱力学計算では予測できない準平衡相として判断され、ｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅ合金では、冷却速度に関係なく全て観察される。一方、通常処理材及び超音波処理材では、冷却速度が速い（例えば、４０Ｋ／ｓ）場合にのみ準平衡相が一部観察される。

上述したように、このような準平衡相が生成される工程条件を導出するために、Ａ３５６．２＋０．４～０．６Ｆｅ合金に対して、溶湯温度７００～１１００℃及び冷却速度０．３～４０Ｋ／ｓ区間に対してｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅ試験を行った。ｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅ試験は、それぞれのターゲット温度に溶湯を過熱（ｓｕｐｅｒｈｅａｔｉｎｇ）させ、１時間維持した後、７００℃に注入温度を下げ、図２のようなスチールステップモールドに鋳造する方式で行った。これに加えて超音波処理も行ったが、７００℃及び８００℃の溶湯で１分間超音波処理した後、７００℃に注入温度を下げ、同一のスチールステップモールドに鋳造する方式で実験を行った。

図５Ａは、準平衡相が現れ得る工程マップを示したものである。

図５Ａから確認できるように、約０．４ｗｔ．％のＦｅを添加したＡ３５６合金の場合、８００℃以上の温度に過熱させた後、約１時間維持すると、凝固中に中国文字の形状を有する準平衡相の生成が可能であることが確認された。重要な点は、このように準平衡相が生成される液相工程を行ったにもかかわらず、鋳造時の冷却速度が非常に遅い場合（例えば、０．３Ｋ／ｓ）、全て針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ平衡相として観察された。これは、冷却速度が十分に遅い場合、包晶反応（ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ ｒｅａｃｔｉｏｎ）によって中国文字相が全て針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ平衡相に変態するものと判断される。さらに興味深い事実は、液状金属を８００℃の温度で維持なしに超音波処理のみ１分間行った場合、凝固組織の一部で中国文字の形状を有する準平衡相が観察されることを確認することができる。図５Ａから確認できるように、液状金属を８００℃で１分間超音波処理した後、１６Ｋ／ｓ以上の速い冷却速度で鋳造させる場合、Ｆｅ系金属間化合物は、凝固中に全て準平衡相として生成されることが観察される。一方、冷却速度が２．２～６．９Ｋ／ｓである場合、中国文字の形状と針状を有するＦｅ系金属間化合物が混在することが確認される。特に、超音波処理材において針状に観察されるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ平衡相は、通常処理材あるいは７００℃で１時間維持した合金で観察される針状と比較して顕著に微細であることが確認される。

図５Ｂは、本発明の実験例において、アルミニウム鋳造合金の溶湯温度８００℃で維持時間による微細組織の形態を示したグラフである。鋳造時の冷却速度は約１０Ｋ／ｓのレベルである。

図５Ｂを参照すると、アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度である８００℃で１時間～２時間維持する場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することを確認することができる。

図５Ｃは、本発明の実験例において、アルミニウム鋳造合金の溶湯温度６００～８００℃に加熱、及び冷却速度０．８Ｋ／ｓで凝固させたアルミニウム鋳造合金の後方散乱電子イメージを示した図である。

図５Ｃを参照すると、冷却速度が遅い場合（例えば、冷却速度が１Ｋ／ｓ未満）、外部エネルギーの印加（例えば、過熱（ｓｕｐｅｒｈｅａｔｉｎｇ））による相変化がほとんど観察されないことを確認することができる。

図６乃至図１２では、それぞれの液相工程の後、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で凝固させた合金に対する後方散乱電子イメージ及び３次元の微細組織を示している。確認できるように、液状金属を７００℃で１時間維持した場合には、凝固時に数百μｍの大きさを有する粗大な針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成される一方、８００℃で１時間維持した場合には、Ｆｅ系金属間化合物が準平衡相の形態で存在することが分かる。併せて、８００℃で１分間超音波処理した液状金属は、凝固中に準平衡相と微細な針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ平衡相が共に共存することが観察される。

図１３は、本発明のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の結晶構造を分析した写真であり、図１４は、本発明のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物の結晶構造を分析した写真である。

表３は、本発明のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、Ｆｅ系金属間化合物の結晶構造を分析した結果を示したものである。

本実験例では、Ｆｅを多量含有しているＡ３５６．２液状金属に対して、ｓｕｐｅｒｈｅａｔｉｎｇ（熱）あるいはＵＳＴ（超音波）などの外部エネルギーの印加を通じて、凝固中に準平衡相が生成され得るという現象を確認することができる。このとき、準平衡相は、熱力学的に平衡相であるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の形状がはっきりと変化することが観察されるところ、これは、相が有する結晶学的な変化に起因するものと判断される。

生成相の結晶構造の分析のために、各相を含む領域に対する薄いホイル（ｔｈｉｎ ｆｏｉｌ）サンプルを、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）ミーリングによって準備し、ＴＥＭ（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）分析を行った。

図１３及び図１４は、それぞれ、平衡相である針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相及び準平衡相（以下、α－ＡｌＦｅＳｉ相と表記）に対するＴＥＭ写真、及び回折パターン分析結果を示している。確認できるように、針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相は、典型的には対称性（ｓｙｍｍｅｔｒｙ）が低い単斜晶構造を有するものと分析され、単位胞の格子定数及び角度は、表３に示されたように分析された。一方、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ相の場合、回折パターン分析の結果、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するものの、Ｍｎを含まないと共に、４－ｆｏｌｄ構造を有する立方晶構造を有することが確認された。すなわち、針状のような非対称形状から中国文字のように放射状の対称形状に変化することは、生成相の結晶構造に起因するものと判断される。

このような生成相の変化メカニズムにおいてさらに重要な点は、液状金属に対する外部エネルギーの印加が、金属間化合物の生成に絶対的に影響を与えるショートレンジオーダリング（ｓｈｏｒｔ ｒａｎｇｅ ｏｒｄｅｒｉｎｇ；ＳＲＯ）結合（ｂｏｎｄｉｎｇ）構造に影響を与えると判断される。まだ、液相構造に対する正確な分析が制限される点などを考慮したとき、現象的な変化に基づいて理論的な可能性を推測するには明らかに限界がある。それにもかかわらず、このような外部エネルギーの印加は、液状金属の内部の結合構造（Ｆｅ系金属間化合物をなしている結合構造、例えば、Ａｌ－Ｆｅ又はＦｅ－Ｓｉ結合）あるいは準結晶クラスター（ｑｕａｓｉ－ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｃｌｕｓｔｅｒ）構造に影響を与えることができ、これによって、凝固中に晶出される生成相の結晶構造及び形状の変化をもたらしたものと理解される。

先の図５Ａから確認できるように、液相工程は、液相内部の構造変化を介した生成相の結晶構造の変化を誘導することができるが、このような準平衡相の持続可能性は、液相工程の後に行われる鋳造時の冷却速度にも大きく依存することが分かる。

すなわち、液相工程によって凝固中に準平衡相であるα－ＡｌＦｅＳｉ相が生成され得るが、凝固が進むにつれて、Ｓｉの拡散を伴う包晶反応により、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ相へ一部あるいは全部が変態することもある。すなわち、Ｓｉの固溶度が相対的に低いα－ＡｌＦｅＳｉ相（～１０ａｔ．％のＳｉ含有）が先に生成される場合、成長する間に残留液相にはＳｉが濃縮され、その後、液相とα－ＡｌＦｅＳｉ相との包晶反応を通じて、Ｓｉの固溶度が相対的に高いβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相（１５～２０ｗｔ．％のＳｉ含有）に変態が起こる。このとき、α－ＡｌＦｅＳｉ相のブランチ（ｂｒａｎｃｈ）の厚さが薄いほど、大きさが小さいほど、そして、拡散のための時間（例えば、遅い冷却速度）が十分に与えられるとき、準平衡相は全てβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相へ変態が起こり得る。

「Ｌｉｑｕｉｄ＋α－ＡｌＦｅＳｉ→α－Ａｌ＋β－Ａｌ５ＦｅＳｉ」の包晶反応についての概念と共に、反応及び変態速度を理論的に予測した結果によれば、包晶反応速度は、液相とα－ＡｌＦｅＳｉ相との反応によるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の生成速度、及びα→βの変態速度の両方に依存することが分かる。特に、反応速度が顕著に遅い液相とα－ＡｌＦｅＳｉ相の反応によるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の生成速度が、律速因子（ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｆａｃｔｏｒ）であると判断される。予測結果によれば、２．２Ｋ／ｓの冷却速度で、理論的に最大約２．５μｍの厚さを有するα－ＡｌＦｅＳｉ相が、凝固中に包晶反応によって全てβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相に変態できると予測される。一方、冷却速度が６．９Ｋ／ｓ以上に増加する場合、１μｍ以下の厚さを有するα－ＡｌＦｅＳｉ相のみがβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相に変態できると予測される。すなわち、冷却速度が増加するほど、既に生成された準平衡相であるα－ＡｌＦｅＳｉからβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相への完全な包晶反応は不可能になる。これは、実際の凝固組織を観察したときに確認されたように、溶湯に対するｔｈｅｒｍａｌ ｒａｔｅの後、冷却速度が速いほど準平衡相として存在する傾向性が高いという事実と一致する。このような速度論を考慮して準平衡－平衡メカニズムを究明し、準平衡相の具現のための工程変数を導出することができる。

図３乃至図５Ａを参照すると、液状金属に対する外部エネルギーの印加によってＦｅ系金属間化合物の準平衡相の生成を誘導できることが分かった。７００℃の溶湯温度では、ｔｈｅｒｍａｌ ｒａｔｅ処理による微細組織的変化がほとんど観察されなかった。但し、冷却速度が増加するにつれて、針状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の顕著な微細化が観察され、４０Ｋ／ｓの冷却速度で、一部の準平衡相が平衡相に完全に変態せずにそのまま存在することが確認される。

一方、８００℃以上の溶湯温度でｔｈｅｒｍａｌ ｒａｔｅを１時間行う場合、２．２～４０Ｋ／ｓの冷却速度の全範囲で、全てのＦｅ系金属間化合物が中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ準平衡相として観察される。興味深い点は、外部エネルギーの印加方法の一環として行ったＵＳＴ処理の場合、８００℃で１分だけ処理しても、生成相の微細化効果があることが確認される。但し、超音波処理による形状の変化はほとんど観察されなかったが、これを単純に超音波という外部エネルギーが液状金属の構造変化及び準平衡相の誘導に効果的ではないと見ることはできない。

ＵＳＴ（超音波）は、液状金属に印加する際に、「キャビテーション（ｃａｖｉｔａｔｉｏｎ）」及び「アコースティックストリーミング（ａｃｏｕｓｔｉｃ ｓｔｒｅａｍｉｎｇ）」という２つの主要現象を伴い、ここで、キャビテーションは、バブル（ｂｕｂｂｌｅ）の生成－成長－崩壊の一連の過程を含む概念である。特にバブルの崩壊は、局部的に５０００℃、５００ａｔｍの高温高圧を有するホットスポット（ｈｏｔ ｓｐｏｔ）を生成させると知られているので、超音波は、液状金属の内部構造の変化を引き起こすことができる十分なエネルギー印加手段であると判断される。

したがって、８００℃という高温の溶湯で十分な外部エネルギーが１分だけ印加されても、液状金属のボンディング構造あるいはクラスター（ｃｌｕｓｔｅｒ）の構造に影響を与えることができ、これと並行して、アコースティックストリーミングによる溶湯の均質化効果により、準平衡相は小さく、均一に生成すると判断される。その後、このような微細な準平衡相は、速度論的に凝固過程中にβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ平衡相に速やかに変態し得るため、結果的に、微細組織において微細な針状のβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相として観察され得る。

図１５乃至図３２は、上述した本発明の実験例Ａによるアルミニウム鋳造合金の物性を示した図である。

具体的には、図１５は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度２．２Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する最大引張強度を示したグラフであり、図１６は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度２．２Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する降伏強度を示したグラフであり、図１７は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度２．２Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する延伸率を示したグラフであり、図１８は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度２．２Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する熱伝導度を示したグラフである。図１５乃至図１８は、冷却速度が２．２Ｋ／ｓｅｃである条件を適用した。

図１９は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度６．９Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する最大引張強度を示したグラフであり、図２０は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度６．９Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する降伏強度を示したグラフであり、図２１は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度６．９Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する延伸率を示したグラフであり、図２２は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度６．９Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する熱伝導度を示したグラフである。図１９乃至図２２は、冷却速度が６．９Ｋ／ｓｅｃである条件を適用した。

図２３は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度１６Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する最大引張強度を示したグラフであり、図２４は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度１６Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する降伏強度を示したグラフであり、図２５は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度１６Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する延伸率を示したグラフであり、図２６は、本発明の実験例１～６によるアルミニウム鋳造合金（冷却速度１６Ｋ／ｓ）のＴ５熱処理（人工時効１５５℃、８時間）に対する熱伝導度を示したグラフである。図２３乃至図２６は、冷却速度が１６Ｋ／ｓｅｃである条件を適用した。

図２７は、本発明の実験例２～６によるアルミニウム鋳造合金の熱伝導度及び電気伝導度を示したグラフであり、図２８は、図２７のＲ１領域における熱伝導度を示したグラフである。

図１５乃至図２８を参照すると、合金３～６は、合金２の場合と比較して、最大引張強度及び延伸率特性が著しく向上することを確認することができ、降伏強度及び熱伝導度特性も同等レベル以上を確保できることを確認することができる。

表４及び表５は、本発明の実験例によるアルミニウム鋳造合金の物性（Ｔ５＆ａｓ－ｃａｓｔ）を測定して示したものである。

表４及び表５において、合金３～６によれば、本発明の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、１００ＭＰａ～１４０ＭＰａの範囲の降伏強度、１８０ＭＰａ～２２０ＭＰａの範囲の最大引張強度、２．５％～８．５％の範囲の延伸率、及び１６０Ｗ／ｍＫ～１９０Ｗ／ｍＫの範囲の熱伝導度を実現できることを確認することができる。

本実験例では、液相工程基盤の生成相の制御が、究極的に機械的、物理的特性にどのように影響を及ぼすのかを評価した。先に提示された液相工程方法によりＡ３５６．２＋０．４Ｆｅ合金を溶湯処理し、２．２～１６Ｋ／ｓの冷却速度で鋳造した。その後、鋳造サンプルから引張サンプルを採取し、引張特性を評価した。このとき、全てのサンプルに対して、溶体化処理なしに時効処理のみを行うＴ５処理を行い、条件は、１５５℃で８時間時効処理する方法を採択した。液相工程による生成相の制御（例えば、Ｆｅ系金属間化合物の準平衡相の具現及び微細化）によって、生成相の変化がないＴＲ＠７００℃の条件と比較して、延伸率が２％から６％まで最大３００％まで増加することが分かる。また、延伸率の増加と共に、降伏強度及び引張強度が小幅増加するものと評価される。ＵＳＴ処理材の場合、一部の冷却速度で降伏強度が目標特性である１３０ＭＰａを満たしたが、それ以外の液相工程及び冷却速度では、１００～１２０ＭＰａレベルの降伏強度が得られるものと評価される。このような液相工程基盤の生成相の制御は、引張特性に加え、熱伝導度特性にも影響を及ぼすことが確認される。

図２７及び図２８は、先に提示された液相工程処理及び冷却速度による熱伝導度の変化を示すグラフである。本実験例において、常温熱伝導度の物性は、引張試験と同様に、Ｔ５熱処理材に対して行った。

確認できるように、試験に使用された合金は、鋳造工程（液相工程、冷却速度）に関係なく、Ｔ５処理材の熱伝導度は１６０Ｗ／ｍＫを超えることが分かる。一方、熱伝導度特性は、液相工程の条件に関係なく、冷却速度が増加するほど増加することを確認することができ、冷却速度を４０Ｋ／ｓまで増加させた場合、合金４と合金５はいずれも、熱伝導度の値が１９０Ｗ／ｍＫに到達するものと評価され、合金２と比較して熱伝導度が向上することが分かる。

冷却速度が増加するほど、基地内の溶質元素のトラッピング（ｔｒａｐｐｉｎｇ）挙動により固溶度が増加すると理解されており、したがって、Ｔ５熱処理後にも時効析出物の量は比例して増加すると予想される。この点を考慮すると、冷却速度が最も速い４０Ｋ／ｓの場合、他の冷却速度の条件と比較して、熱伝導度が減少せずに上昇するという点は、基地内の溶質－析出効果よりも、他の微細組織的因子に起因するという事実を提示する。これは、基地析出相だけでなく、‘凝固晶出相の形状、大きさ及び分布が熱伝導度に影響を与えることができる’という仮説を裏付ける結果といえる。

一方、４０Ｋ／ｓの冷却速度で観察されるＦｅ系金属間化合物の場合、８００℃以上の温度でｔｈｅｒｍａｌ－ｒａｔｅによって準平衡相の誘導が促進されると同時に、顕著に微細化されることが確認される。また、生成相の分布もさらに均一になったことが観察される。他の凝固晶出相である共晶Ｓｉ及びπ－Ａｌ８ＦｅＭｇ３Ｓｉ６相の変化がないと仮定すると、後方散乱電子イメージでは、このようなＦｅ系金属間化合物の形状、大きさ及び分布の変化が熱伝導度に直接的に影響を与えるものと判断される。

図２９は、本発明の実験例２～５によるアルミニウム鋳造合金の冷却速度によるＦｅ系金属間化合物の大きさを示したグラフであり、図３０は、本発明の実験例２～５によるアルミニウム鋳造合金の冷却速度によるＦｅ系金属間化合物の体積分率を示したグラフである。

図２９及び図３０を参照すると、液相工程によるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相の大きさ及び分率が全般的に減少することを確認することができ、冷却速度が２．２Ｋ／ｓである場合、液相工程によって大きさ（４６．５μｍ→１０．３μｍ）及び分率（１．１％→０．７％）が最大幅で減少することを確認することができる。

本実験例で試みた液相工程及び冷却速度の全範囲に対して鋳造したサンプルから観察されるＦｅ系金属間化合物の大きさ及び分率を定量分析した。図２９及び図３０は、その結果を示しており、液相工程の変数に関係なく、冷却速度が増加するほど、Ｆｅ系金属間化合物の大きさ及び分率がいずれも減少する推移を示す。一方、それぞれの冷却速度で、概ね、Ｆｅ系金属間化合物の大きさは、合金２と比較して、合金４、そして合金３あるいは合金５の条件に行くほど減少することが確認される。このような鋳造工程別のＦｅ系金属間化合物の大きさの差は、冷却速度が２．２Ｋ／ｓである場合に最も大きく示され、６．９Ｋ／ｓ以上に増加させると、合金３、合金４、合金５はいずれも、微細化の程度が類似することが確認される。大きさと同様に、Ｆｅ系金属間化合物の分率も、合金２と比較して、合金４及び合金５の条件で大きく減少する一方、合金３の条件では多少増加するものと分析される。

図３１は、冷却速度が６．９Ｋ／ｓｅｃである条件で本発明の実験例７～９によるアルミニウム鋳造合金の応力－変形率の相関関係を示したグラフであり、図３２は、冷却速度が１６Ｋ／ｓｅｃである条件で本発明の実験例７～９によるアルミニウム鋳造合金の応力－変形率の相関関係を示したグラフである。

図３１及び図３２を参照すると、超音波処理による生成相の微細化を通じた延伸率の増加効果があることを確認することができる（合金８）。冷却速度が１６Ｋ／ｓである場合、延伸率が約２００％増加すると同時に、強度向上の効果もあることを確認することができる。

一方、１１００℃で熱処理する合金９の場合は、マグネシウムが揮発する問題及び水素捕捉度の増加によって特性の増加効果がほとんど現れないことを確認することができる。すなわち、液相線温度よりも３００℃以上高い高温で過熱（ｓｕｐｅｒｈｅａｔｉｎｇ）させる場合、マグネシウムなどの反応性が強い合金元素が揮発されるため、合金固有の特性が低下することを確認することができる。

表６は、本発明の実験例Ｂによるアルミニウム鋳造合金の組成及び工程条件を示したものである。実験例Ｂは、共晶Ａｌ－Ｓｉ合金系の組成（単位：重量％）について評価したものである。

本実験例では、Ｆｅ系金属間化合物の生成相の制御のために、液状金属を溶解するステップにおいて、通常の鋳造方法とともに、次の２つの液相工程（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｒａｔｅ（ＴＲ）、Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ＵＳＴ））を行った。表６において、「ＴＲ」項目は、設定温度で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味し、「ＵＳＴ」項目は、設定温度の溶湯で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味し、「Ｍｎ－ｆｒｅｅ」項目は、Ａ３６５合金において、Ｆｅ金属間化合物の生成相の制御のためにＭｎを添加しない合金を意味する。

表６において、実験例１０である‘合金１０’項目は、Ａ３６５合金に該当し、実験例１１である‘合金１１’項目は、Ａ３６５合金と対比して、鉄（Ｆｅ）の含量が約０．４重量％だけさらに多い合金に該当し、実験例１２である‘合金１２’項目は、合金１１の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例１３である‘合金１３’項目は、合金１１の合金の溶湯を設定温度９００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例１４である‘合金１４’項目は、Ａ３６５合金において、Ｆｅ金属間化合物の生成相の制御のためにＭｎを添加しない合金に該当し、実験例１５である‘合金１５’項目は、合金１４の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例１６である‘合金１６’項目は、合金１４の合金の溶湯を設定温度９００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例１７である‘合金１７’項目は、Ａ３６５合金において、Ｆｅ金属間化合物の生成相の制御のためにＭｎを添加せず、Ｓｒ及びＴｉを添加した合金に該当し、実験例１８である‘合金１８’項目は、合金１７の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例１９である‘合金１９’項目は、合金１７の合金の溶湯を設定温度８００℃で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合に該当する。

図３３及び図３４は、本発明の実験例１１～実験例１３において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後（ａｓ ｃａｓｔ）の微細組織を撮影した写真である。図３３を参照すると、共晶ＳｉにおいてＳｒの添加による改良化現象を確認することができ、液相工程によってなくなることを確認することができる。図３４を参照すると、Ｆｅ金属間化合物を確認することができ、マンガンを含有する場合、粗大な中国文字の形状を有するα－ＡｌＭｎＳｉ相が生成されることを確認することができる。

図３５及び図３６は、本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の微細組織を撮影した写真である。図３５を参照すると、共晶Ｓｉにおいて微細組織の変化がないことを確認することができる。図３６を参照すると、Ｆｅ金属間化合物を確認することができ、マンガンを含有しない合金では、既存の単斜晶結晶構造を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉの針状組織が、立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉの中国文字の形状に変化することを確認することができる。

図３７は、本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の引張特性を比較したグラフである。

図３７を参照すると、冷却速度が高くなるほど、最大引張強度は小幅上昇し、降伏強度は小幅減少することを確認することができる。

図３８乃至図４０は、本発明の実験例１４～実験例１６において、冷却速度によるアルミニウムの鋳造直後の熱伝導度特性を比較したグラフである。図３８乃至図４０を参照すると、冷却速度が４－６Ｋ／ｓ以上では、一般の降伏強度－伝導度の反比例関係に従わないことを確認することができる。

以下では、本発明の変形された他の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金を説明する。

Ａｌ－Ｓｉ合金において、一般的に不純物であるＦｅがＡｌ－Ｓｉ共晶反応（Ｆｅの添加量０．３２ｗｔ．％以上）の前に生成されるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相だけでなく、Ａｌ－Ｓｉ共晶反応（Ｆｅの添加量０．３２ｗｔ．％未満）の前に生成されるβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相も、合金の延性を大きく低下させ得る。したがって、Ｆｅの添加量がＡｌ－Ｓｉ共晶反応以前の区間でβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ相が生成され得るレベルである０．２～０．３重量％添加された合金に対して、追加で本発明の技術的思想を適用できるかどうかを検討し、技術の実施が可能であることを、次のように確認した。

本発明の変形された他の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含み、アルミニウム基地内に立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む。

前記アルミニウム鋳造合金は、ストロンチウム（Ｓｒ）：０．０２重量％以下、チタン（Ｔｉ）：０．１５重量％以下、またはジルコニウム（Ｚｒ）：０．１５重量％以下をさらに含むこもができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するものの、Ｍｎを含まないと共に、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から相変化することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記アルミニウム鋳造合金は、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和させるための添加剤として、マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）を含有しないことを特徴とする。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、前記α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、Ａｌ：７４．９～８６．７ａｔ．％、Ｆｅ：６．９～１４．３ａｔ．％、Ｓｉ：６．２～１１．３ａｔ．％の組成を有することができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金において、１００ＭＰａ～１４０ＭＰａの範囲の降伏強度、１８０ＭＰａ～２２０ＭＰａの範囲の最大引張強度、２．５％～８．５％の範囲の延伸率、及び１６０Ｗ／ｍＫ～１９０Ｗ／ｍＫの範囲の熱伝導度を有することができる。

本発明の変形された他の実施例に係る高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法は、６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）；０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）；０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）；及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物；を含むアルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと；アルミニウム基地内に立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップと；を含む。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも２００℃～３００℃高い温度で維持した後、１Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも１００℃～１５０℃高い温度で維持した後、１０Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で１時間～２時間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で超音波を印加して１分～２分間維持することを特徴とすることができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、単斜晶結晶構造を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化するステップを含むことができる。

前記高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法において、前記第２ステップは、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の生成がＡｌ－Ｓｉ共晶反応よりも先に起こり、アルミニウム基地であるα－Ａｌ相が前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物よりも先に生成され得る。

表７は、本発明の変形された他の実施例に係るアルミニウム鋳造合金の組成及び工程条件の実験例を示したものである。組成は、Ａｌ－Ｓｉ合金系の組成（単位：重量％）について評価したものである。

本実験例では、Ｆｅ系金属間化合物の生成相の制御のために、液状金属を溶解するステップにおいて、通常の鋳造方法とともに、次の２つの液相工程（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｒａｔｅ（ＴＲ）、Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ＵＳＴ））を行った。Ｔｈｅｒｍａｌ Ｒａｔｅは、溶湯を過熱させた状態で一定時間維持する処理方法を意味する。表７において「ＴＲ」項目は、溶湯を設定温度で１時間維持した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味し、「ＵＳＴ」項目は、設定温度の溶湯で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を意味する。

表７において、実験例２０である‘合金２０’項目は、基本合金に該当し、実験例２１である‘合金２１’項目は、合金２０の合金の溶湯を、８００℃で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合であり、実験例２２である‘合金２２’項目は、合金２０の合金の溶湯を、設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した場合に該当する。本発明の変形された他の実施例に係るアルミニウム鋳造合金を形成するための鋳造工程は、図２を参照して説明した鋳造工程を適用した。図４１は、本発明の変形された他の実施例（表７）において、冷却速度によるアルミニウム鋳造合金の微細組織を撮影した写真である。図４１において、Ｓｔｅｐ１は冷却速度が２．２Ｋ／ｓｅｃであり、Ｓｔｅｐ２は冷却速度が６．９Ｋ／ｓｅｃであり、Ｓｔｅｐ３は冷却速度が１６Ｋ／ｓｅｃであり、Ｓｔｅｐ４は冷却速度が４０Ｋ／ｓｅｃである場合を示す。

図４１を参照すると、合金２０では、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物は観察されるが、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は観察されないことを確認することができる。

合金２０の合金の溶湯を８００℃で１分間超音波処理した後、約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した合金２１では、冷却速度が１０Ｋ／ｓｅｃ以上である場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することを確認することができる。

合金２０の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した合金２２では、冷却速度が１Ｋ／ｓｅｃ以上である場合、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することを確認することができる。

図４２及び表８は、本発明の変形された他の実施例（表７）によるアルミニウム鋳造合金の鋳造直後の引張特性を示したものである。表８において、ＵＴＳは引張強度、ＹＳは降伏強度、ＥＬは延伸率を示す。

図４１、図４２及び表８を参照すると、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することによって、脆性を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の分率が減少して、延伸率が増加することを確認することができる。

表９は、本発明の変形された他の実施例（表７）によるアルミニウム鋳造合金のＴ６熱処理後の引張特性を示したものである。Ｔ６熱処理は、溶体化処理と時効処理を順次行う熱処理を意味する。

表９を参照すると、板状を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、中国文字の形状を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化が発生することによって、脆性を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の分率が減少して、延伸率が増加するものの、鋳造直後と比較して、Ｔ６熱処理を行った場合に強度及び延伸率が増加することを確認することができる。

図４３は、本発明の変形された他の実施例（表７）によるアルミニウム鋳造合金のＴ６熱処理後の電気伝導度特性を示したものである。サンプルの冷却速度は１～２Ｋ／ｓを適用した。

図４３を参照すると、合金２０の合金の溶湯を設定温度８００℃で１時間維持した後、溶湯を約７００℃に冷却させ、その後、金型に注入して鋳造する工程を適用した合金２２では、電気伝導度特性が著しく改善されることを確認することができる。

以上では、本発明の実施例を中心に説明したが、当業者の水準で様々な変更や変形を加えることができる。このような変更と変形が本発明の範囲を逸脱しない限り、本発明に属するといえる。したがって、本発明の権利範囲は、添付の特許請求の範囲によって判断されなければならない。

Claims (14)

1. ６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）、
   ０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）、
   ０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、及び
   残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物を含み、
   アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
2. 前記立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、α－ＡｌＭｎＳｉ相と同じ結晶構造を有するものの、Ｍｎを含まないと共に、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から相変化したことを特徴とする、請求項１に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
3. 前記アルミニウム鋳造合金は、前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物を中和させるための添加剤として、マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）またはモリブデン（Ｍｏ）を含有しないことを特徴とする、請求項２に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
4. 前記α－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物は、Ａｌ：７４．９～８６．７ａｔ．％、Ｆｅ：６．９～１４．３ａｔ．％、Ｓｉ：６．２～１１．３ａｔ．％の組成を有することを特徴とする、請求項２に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
5. １００ＭＰａ～１４０ＭＰａの範囲の降伏強度、１８０ＭＰａ～２２０ＭＰａの範囲の最大引張強度、２．５％～８．５％の範囲の延伸率、及び１６０Ｗ／ｍＫ～１９０Ｗ／ｍＫの範囲の熱伝導度を有する、請求項１に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
6. ６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）、０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）、０．３２重量％以上～０．８５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物を含む、アルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと、
   アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップとを含む、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
7. 前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも２００℃～３００℃高い温度で維持した後、１Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含む、請求項６に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
8. 前記第２ステップは、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも１００℃～１５０℃高い温度で維持した後、１０Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するステップを含む、請求項６に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
9. 前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で１時間～２時間維持することを特徴とする、請求項７又は８に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
10. 前記アルミニウム鋳造合金の溶湯を、液相線温度よりも高い温度で超音波を印加して１分～２分間維持することを特徴とする、請求項７又は８に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
11. 前記第２ステップは、単斜晶（ｍｏｎｏｃｌｉｎｉｃ）結晶構造を有するβ－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物から、立方晶結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物に相変化するステップを含む、請求項７又は８に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
12. 前記第２ステップは、β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物の生成がＡｌ－Ｓｉ共晶反応よりも先に起こり、アルミニウム基地であるα－Ａｌ相が前記β－Ａｌ５ＦｅＳｉ金属間化合物よりも先に生成されることを特徴とする、請求項７又は８に記載の高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。
13. ６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）、
    ０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）、
    ０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）、及び
    残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物を含み、
    アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含む、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金。
14. ６．５重量％以上～１１．５重量％以下のシリコン（Ｓｉ）、０．２重量％以上～０．４重量％以下のマグネシウム（Ｍｇ）、０．２重量％以上～０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）、及び残部はアルミニウム（Ａｌ）及び不可避不純物を含む、アルミニウム鋳造合金の溶湯を提供する第１ステップと、
    アルミニウム基地内に立方晶（ｃｕｂｉｃ）結晶構造を有するα－ＡｌＦｅＳｉ金属間化合物を含むように、前記アルミニウム鋳造合金の溶湯の液相線温度よりも高い温度で外部エネルギーを印加した後、冷却する第２ステップとを含む、高強度、高延伸及び高熱伝導度のアルミニウム鋳造合金の製造方法。