JP4132293B2 - 耐疲労特性に優れたアルミニウム合金 - Google Patents
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Description
【０００１】
【技術分野】
本発明は，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れた合金，特に自動車用エンジンのシリンダヘッド鋳造に好適なアルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来技術】
近年，自動車には，その全体の軽量化が強く要望され，エンジンのシリンダヘッド鋳造用のアルミニウム合金も提案されている。
従来，かかる用途に用いるアルミニウム合金としては，例えば特開昭５７−１２６９４４号公報に示されたものがある。このアルミニウム合金は，Ｓｉ５〜８重量％，Ｃｕ２〜４重量％，Ｍｇ０．１５〜０．４重量％，残部Ａｌからなる。また，同じくかかる用途に用いる合金として，JIS AC2B 合金がある。このアルミニウム合金は，Ｓｉ５〜８重量％，Ｃｕ２〜４重量％，Ｍｇ０．４重量％以下，残部Ａｌからなり，不純物として，Ｔｉ０．２重量％以下を許容している。
【０００３】
【解決しようとする課題】
しかしながら，上記従来のアルミニウム合金は，近年におけるエンジンの高温，高出力化に対して，充分な耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性を有しているとは言い難い。
本発明はかかる従来の問題に鑑み，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性に優れた合金を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題の解決手段】
請求項１に記載の発明は，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ／Ｍｎ（質量％比）が２以下，残部Ａｌ及び不純物からなるアルミニウム合金であって，
基地相と該基地相より弾性率が高い晶出物とからなる亜共晶組織を有し，
上記合金の結晶粒度ｄと，上記晶出物によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズとしての二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れたアルミニウム合金にある。
【０００５】
本発明の合金は，独立した結晶粒が集合してなる多結晶体である。また，本発明の合金は，凝固の過程で，まず基地相が初晶として凝固し，次いで，その基地相の周囲に共晶反応によって晶出物が生成する亜共晶組織を有する。ここで，上記晶出物は硬質粒子でもよい。
【０００６】
図１（ａ）に示すごとく，各結晶粒１は，基地相３０と，基地相３０より弾性率及び降伏応力が高い晶出物または硬質粒子２０とから構成されている。基地相の単位セル４の周囲は，晶出物または硬質粒子２０が取り囲んでいる。これにより，多結晶体全体の中で，晶出物または硬質粒子２０がネットワーク状の骨格を形成する。晶出物または硬質粒子２０は弾性率及び降伏応力が高いため変形しにくく，これが連なってできたネットワーク状の骨格も変形しにくい。基地相３０は，このような強固な骨格に囲まれているため変形の集中が生じにくい。
【０００７】
また，本発明においては，合金の結晶粒度を，晶出物または硬質粒子によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズの２４倍以下に組織制御している。そのため，合金の結晶粒が微細化し，これに伴って，晶出物または硬質粒子の整列が乱れ，上記ネットワーク状の骨格が実質的に等方的になる（図４，図６参照）。これにより，合金中の変形が実質的に均一になり，それにより耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性の向上が実現される。
一方，上記骨格が方向性を持っていると，特定の方向にすべり変形を生じ易い欠点がある。
【０００８】
また，本発明で用いている晶出物または硬質粒子は基地相よりも弾性率が高いので，これらが合金中に分散することにより分散強化の効果が得られ，基地相よりも高い応力を分担できる。よって疲労亀裂の発生源である基地相の応力分担が低くなるため，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性が向上すると考えられる。
即ち，本合金は，合金の結晶粒度と基地相の単位セルサイズとの比の規定による変形の均一化と晶出物または硬質粒子による分散強化により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を両立した優れた耐疲労特性を発揮するものと考えられる。
【０００９】
本発明の用語を図１（ａ）を用いて定義説明する。
本発明において，「基地相」とは，合金のマトリックスをいう。例えば，アルミニウム合金の場合にはアルミニウム部が基地相に相当する。
「単位セル」とは，結晶粒１の中において，晶出物または硬質粒子２０により囲まれた基地相３０の最小単位のセルをいい，「単位セルサイズ」とは，基地相３０の単位セルの短径Ｃをいう。
「合金の結晶粒度ｄ」とは，合金の独立した結晶粒１の直径をいう。結晶粒度の求め方は，ＪＩＳ−Ｈ−０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」に準じる。
【００１０】
「晶出物」とは，合金が凝固する際に，液相中から生成する固体粒子をいい，例えば，アルミ鋳物においては，共晶Ｓｉ，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物等が挙げられる。
「硬質粒子」とは，合金中に予め混入される，あるいは混入粒子と合金との反応によって生成される基地相よりも硬度の高い粒子をいい，例えば，ＳｉＣ粒子，Ａｌ２Ｏ３粒子，ＴｉＢ２粒子等が挙げられる。
【００１１】
晶出物または硬質粒子は，基地相よりも弾性率が３０％以上高いことが好ましい。これにより，変形の集中を抑制する晶出物または硬質粒子によるネットワーク状の骨格を強固にできる。一方，３０％未満の場合には，局部変形を生じるおそれがある。
【００１２】
晶出物または硬質粒子は，基地相よりも降伏応力が３０％以上高いことが好ましい。これにより，晶出物又は硬質粒子によるネットワーク状の骨格を強固にできるため，合金の変形が均一になるという効果を発揮できる。一方，３０％未満の場合には，晶出物又は硬質粒子が変形して破壊し，合金が局部変形するおそれがある。
【００１４】
上記合金はアルミニウム合金であり，そして特に強調すべきことは，後に詳述するように，Ｔｉ量を上記範囲とすることにより，結晶粒が微細化し，これに伴って晶出物の分布が等方的になり（図４，図６参照），またＴｉが基地α−Ａｌ部中に固溶することである。
そして，この晶出物が形成する等方的な骨格構造と基地α−Ａｌ部の固溶強化，及び固溶Ｔｉによる転位のピン止め効果とにより，アルミニウム合金全体の均一な変形を促す。そのため，アルミニウム合金の耐熱疲労性および高サイクル疲労強度が向上すると考えられる。
【００１５】
また，特に上記範囲内でＣｕを添加した場合には，基地α−Ａｌ部が析出強化され，加えて熱的に安定なＡｌ−Ｃｕ系の晶出物粒子により，粒子分散強化されるために，高サイクル疲労強度が向上する。
また，上記範囲内でもＭｇ量を低くすると，延性に優れ，このため耐熱疲労性が向上する。
【００１６】
ただし，後述するｄ／ＤＡＳの組織制御がなされていないと，局部的なひずみ集中を生じ易く，必ずしも高い強度が得られない。
【００１７】
即ち，本合金は，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定による変形の均一化と，Ｃｕ添加による析出強化及び分散強化と，低Ｍｇによる高延性化との相乗作用により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度とを両立した優れた特性を発揮するものと考えられる。
なお，上記ｄ／ＤＡＳ値における上記結晶粒度ｄの単位と，上記間隔ＤＡＳの単位は同じである。
【００１８】
また，本発明においては，上記比ｄ／ＤＡＳを２４以下としている。そのため，上記晶出物からなるネットワーク状の骨格構造が一層等方的となり，アルミニウム合金の機械的応力及び熱歪みの繰り返しによる変形がより均一となる。そのため，上記Ｔｉの特定範囲の添加と共に，一層耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が向上する。
したがって，本発明によれば，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性が優れたアルミニウム合金を提供することができる。
次に，上記各アルミニウム合金に関して，各元素量の限定理由，及び比ｄ／ＤＡＳについて説明する。
【００１９】
〔各合金元素量の限定理由〕
Ｓｉ（シリコン）；４〜１２重量％
４重量％未満の場合，合金の鋳造性が悪く鋳造欠陥が生じやすい。また，熱膨張係数が大きい欠点がある。１２重量％を越えると，凝固時の指向性が高まり，組織が不均質になるとともに，最終凝固部付近に多量の鋳造欠陥が生じるおそれがある。また，脆いＳｉの量が増加するため，延性や靭性が低下するおそれがある。
好ましい範囲は５〜８重量％である。この範囲において最も安定した鋳
造性が得られると共に，共晶Ｓｉ相が適量であるため，適度な強度と延性が得られる。
【００２０】
ただし，鋳造法を工夫すれば，８〜１２重量％でもよい。この場合には，鋳造欠陥の生成を抑える鋳造法の工夫，あるいは鋳造後に局部再溶融処理などにより鋳造欠陥を除去する手法をとることが必要である。また，この場合には，高い高サイクル疲労強度も期待できる。
【００２１】
なお，ダイカスト用の合金として用いる場合には，９〜１２重量％であることが望ましい。これはダイカスト法では凝固速度が速いため，高Ｓｉ量にしても晶出するＳｉ粒子が小さいため適度な延性，強度及び高サイクル疲労強度が得られるからである。
【００２２】
Ｃｕ（銅）；０〜７重量％
７重量％を越えると，Ｃｕ化合物の生成量が多すぎるため，延性，靭性が低下するおそれがある。また，鋳造性の点からＣｕが低い方がポロシティの発生を抑制しやすい。好ましい範囲は３〜７重量％である。３重量％未満の場合，静的強度および疲労強度が十分でない場合がある。
鋳造性と疲労強度のバランスが必要な場合には，３〜４重量％が好ましい。また，高サイクル疲労強度が必要とされる場合には，４〜７重量％が好ましい。
【００２３】
Ｍｇ（マグネシウム）；０．１〜０．５重量％，
０．５重量％を越えると，延性，靭性が低下する。
限定範囲は０．１〜０．５重量％である。０．１重量％未満の場合には，基地αアルミニウムの延性，靭性が高いため，熱疲労による亀裂発生寿命が極めて長くなる効果がある。
【００２４】
Ｔｉ（チタン）；０．１５〜０．５重量％
０．１５重量％未満の場合，組織の等方化が不十分なため，不均一な変形が生じやすく，熱疲労による亀裂発生寿命が低い。
０．５重量％を越えると，粗大な初晶Ｔｉ化合物を生成しやすく，延性や靭性が著しく低下するおそれがある。
【００２５】
Ｔｉの好ましい含有量は，Ｃｕ量と相関する。
即ち，Ｃｕ量が４重量％以下の場合のＴｉ量の好ましい範囲は，０．２５〜０．４重量％である。この範囲において，適度な延性や靱性を有し，かつ十分な組織の等方化効果が得られる。
【００２６】
Ｃｕ量が４重量％を越える場合のＴｉ量の好ましい範囲は，０．１５〜０．４重量％である。この範囲において，適度な延性や靱性を有し，かつ十分な組織の等方化効果が得られる。
Ｃｕ量が低い場合に，必要なＴｉ添加量が多いのは，Ｃｕ量が低い場合，ＤＡＳ値が小さい上，Ｔｉ添加により結晶粒が微細化しにくい傾向があるからである。
なお，Ｔｉ-Ｂ合金，Ｔｉ-Ｃ合金などの他の結晶粒微細化用合金の添加により，ｄ／ＤＡＳ値２４以下の条件を満足する場合には，Ｔｉ量は０．１５重量％未満でも可とする。
【００２７】
Ｆｅ（鉄）；０〜０．７重量％
０．７重量％を越えると，粗大なＦｅ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
好ましい範囲は，０．３〜０．７重量％である。０．３重量％未満の場合には，Ｆｅ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなる場合がある。
なお，Ｆｅ化合物とは，Ｆｅを含む化合物の総称として用いており，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物などを含む。
【００２８】
Ｍｎ（マンガン）；０〜０．７重量％
０．７重量％を越えると，粗大なＭｎ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
好ましい範囲は，０．３〜０．７重量％である。０．３重量％未満の場合には，Ｍｎ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなる場合がある。
なお，Ｍｎ化合物とは，Ｍｎを含む化合物の総称として用いており，Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ化合物，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物などを含む。
【００２９】
また，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．１重量％未満，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金中の基地相は結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下であることを特徴とする耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００３０】
このアルミニウム合金は，Ｔｉ量が上記範囲内にあるため，結晶粒が微細化し，これに伴って晶出物または硬質粒子の分布が等方的になり骨格を形成し（図４，図６参照），またＴｉが基地α−Ａｌ部中に固溶する。上記骨格と基地α−Ａｌ部の固溶強化及び固溶Ｔｉによる転位のピン止め効果とにより，合金全体の均一な変形を促し，耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度が向上する。
【００３１】
Ｓｉが４重量％未満の場合，鋳造性が悪く鋳造欠陥が生じやすい。また，熱膨張係数が大きい欠点がある。９重量％を越えると，凝固時の指向性が高まり，組織が不均質になるとともに，最終凝固部付近に多量の鋳造欠陥が生じるおそれがある。また，脆いＳｉの量が増加するため，延性や靭性が低下するおそれがある。
【００３２】
Ｃｕが３重量％未満の場合，静的強度および疲労強度が十分でない。７重量％を越えると，Ｃｕ化合物の生成量が多すぎるため，延性，靭性が低下するおそれがある。また，鋳造性の点からＣｕが低い方がポロシティの発生を抑制しやすい。
【００３３】
Ｍｇが０．１重量％未満では，基地αアルミニウムの延性，靭性が高いため，熱疲労による亀裂発生寿命が極めて長くなる。
Ｔｉが０．１５重量％未満の場合，組織の等方化が不十分なため，不均一な変形が生じやすく，熱疲労による亀裂発生寿命が低い。０．５重量％を越えると，粗大な初晶Ｔｉ化合物を生成しやすく，延性や靭性が著しく低下するおそれがある。
【００３４】
また，上記アルミニウム合金に更にＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される元素を加え，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）を限定したアルミニウム合金として，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ＜０．１重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％を含有し，更に，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｎｉ；０．３〜３重量％の一種以上を含有し，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）が２以下であり，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金の結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下とした耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００３５】
このアルミニウム合金において特に強調すべきとは，後に詳述するように，上記の範囲のＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉを意図的に添加することにより，Ｍｎ化合物，Ｆｅ化合物，Ｎｉ化合物からなる晶出物を生成させ，前述した晶出物による骨格構造をより強化できることである。また，添加したＭｎの一部は，基地α−Ａｌ中に固溶する。
【００３６】
そして，この強固な晶出物による骨格構造と基地α−Ａｌ部の固溶強化により，合金の変形が一層均一に生じるようになる。そのため，この合金は，上記合金に比べて更に優れた耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を有すると考えられる。
なお，Ｆｅ／Ｍｎ（重量％）の上限を限定したのは，この比が大きすぎると針状のＦｅ化合物が生成し，合金の延性が著しく低下して好ましくないからである。
【００３７】
Ｍｎが０．３重量％未満の場合，Ｍｎ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなるおそれがある。０．７重量％を越えると，粗大なＭｎ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００３８】
Ｆｅが０．３重量％未満の場合，Ｆｅ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さい。０．７重量％を越えると，粗大なＦｅ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００３９】
Ｎｉが０．３重量％未満の場合，Ｎｉ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さい。３重量％を越えると，粗大なＮｉ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００４０】
Ｆｅ／Ｍｎ（重量％）が２を越えると，針状のＦｅ化合物が生成するため，合金の延性や靱性が著しく低下する。好ましくは，１．５以下である。この範囲であれば，Ｆｅ化合物は骸骨状や漢字状と称される複雑な形状となり，針状相は殆どなくなるため，合金の延性や靱性が優れている。
なお，その下限は，Ｍｎ量がＦｅ量に比べて多すぎても針状化合物が生成する点から０．２とすることが好ましい。
【００４１】
また，上記アルミニウム合金におけるＭｇの範囲を変え，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜５重量％，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金中の基地相は結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下とした静的強度，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００４２】
この合金は，熱処理によりＭｇを含む析出物を生成する。この析出強化によって，上記アルミニウム合金に比較して，常温における静的強度が向上する。また，請求項２と同様の効果を得ることができる。ただし，耐熱疲労性は上記合金の方がより優れている。
【００４３】
また，この合金に更にＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される元素を加え，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％）を限定し，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％を含有し，更に，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｎｉ；０．３〜３重量％の一種以上を含有し，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）が２以下であり，残部Ａｌ及び不純物ＤＡＳが２４以下とした静的強度，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度に優れたアルミニウム合金がある。
【００４４】
このアルミニウム合金において特に強調すべきことは，適量のＭｇ添加による析出強化によって，同等の静的強度特性を有することに加え，前述したＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉ添加による骨格構造の強化と，ｄ／ＤＡＳにより規定した組織の等方化の相乗作用により，更に優れた耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を有することである。
【００４５】
〔結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳについて〕本発明合金の基地相は，上記の比ｄ／ＤＡＳが２４以下である。これにより，耐熱粒子（晶出物または硬質粒子）からなるネットワーク状の骨格構造が等方的になり，変形がより均一に生じるようになる。
【００４６】
ここでは「二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳ」とは，「ダイカスト鋳物のデンドライトアームスペーシング分布に関する調査」，日本鋳物協会ダイカスト研究部会編，１９９０年，９頁の内容に準じて，計３０個以上の二次デンドライトアームの間隔を実測し，平均して求めた値である。また，この値は，図１（ｂ）に示すごとく，晶出物としてのデンドライト２によって囲まれる基地相の単位セル４の大きさをいう。なお，基地相のセルの大きさを表す他の指標を用いてもよい。
【００４７】
また，同じ鋳造条件でもｄ及びＤＡＳ値は合金成分により変化する。たとえば，Ｃｕ量が少なくなると，ｄが大きくＤＡＳ値が小さくなるため，Ｔｉ添加量を増やして結晶粒度をより小さくするなどの手段を講じて，ｄ／ＤＡＳを２４以下にする必要がある。
【００４８】
ここにいう結晶粒度ｄとは，合金の結晶粒１の直径をいい（図１（ｂ）），ＪｌＳ−Ｈ−０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」に準じて測定した値である。
なお，結晶粒度の計算値又は観測値の求め方は，前記ＪＩＳ−Ｈ−０５０１に準ずる。この場合において，ｄが０．１ｍｍを超え０．６ｍｍ以下の場合には０．０５ｍｍの整数倍に最も近い値を用い，０．６ｍｍを超える場合には，０．１ｍｍの整数倍に最も近い値を用いることとする。但し，正確な測定値が必要な場合には前記ＪＩＳに規定された求積法を用いることとする。
結晶粒はデンドライトセルより大きいため，ｄ／ＤＡＳ≧１である。また，組織の等方化の点よりｄ／ＤＡＳは２４以下であることが必要である。更に２０以下であることが好ましい。
【００４９】
本発明合金は，ｄ／ＤＡＳが小さいことを大きな特徴としている。図１（ｂ）に示すごとく，結晶粒１の中心部には，デンドライトの二次枝のないコア部３が存在し，このコア部３から結晶粒の外周部に向かってデンドライト２が成長する。
このデンドライトの成長部に二次枝（二次デンドライトアーム）の整列が認められる。
本発明合金の図１（ｂ）に示す結晶粒の構造は，図１（ａ）に示す結晶粒の一形態である。
【００５０】
また，結晶粒の外周部ではこの整列が不明瞭になる。実際に観察される二次枝の整列数は，ｄ／ＤＡＳが２４の場合に３個程度であり，ｄ／ＤＡＳが１０以下の場合には殆ど０である。
したがって，ｄ／ＤＡＳが２４以下であれば，二次枝の整列数が少ないため，組織が比較的等方的であり，変形が均一に生じ易いと考えられる。
【００５１】
なお，基地α−Ａｌ部中には，０．１〜０．５重量％のＴｉが固溶していることが好ましい。これにより，基地α−Ａｌ部が固溶強化されるとともに，固溶しているＴｉが転位をピン止めするので，基地α−Ａｌ部の変形が均一化される効果がある。
固溶量が０．１重量％未満では固溶強化および転位のピン止め効果が十分でない。また，通常の凝固プロセスにおいては０．５重量％を越える量を固溶させることが困難である。
【００５２】
次に，本発明合金が優れた耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度を有するメカニズムについては，明確ではないが，次のように推定される。
まず，本発明合金の基地相は，上記比ｄ／ＤＡＳが２４以下である。このように，本発明合金では，比ｄ／ＤＡＳが小さいのでアルミニウム合金に１０００〜７０００ｒｐｍの高い応力振動が加わったときでも，その変形が均一に生じる。また，０．５ｒｐｍ以下の低い熱歪み振動が加わったときでも，変形が均一に生じる。そのため，高サイクル疲労及び熱疲労（低サイクル疲労の一種）による亀裂発生寿命が長い。このメカニズムを以下に述べる。
【００５３】
図２，図３に局部的なひずみの集中によって，熱疲労破損に至った破断部の例を示す。熱ひずみの繰り返しを受けた試験片の表面には，ほとんど変形していない滑らかな部分と，局部的にひずみが集中した凹凸の激しい部分とが認められる。
凹凸の激しい部分には亀裂が発生しており，このような亀裂が合体して破断に至ったと推定できる。この観察結果より，「変形の均一性」が実用材料の耐熱疲労性を支配している重要因子であると判断できる。
【００５４】
「変形の均一性」は，材料の組織の均質性と密接に関係している。即ち，図２，図３に示す試験片では，材料の組織が不均質なために局部的に大きな塑性ひずみが発生し，早期に亀裂が発生したと考えられる。
なお，上記図２，図３（部分拡大写真）に示す材料は，ＡＣ２Ｃ−Ｔ６アルミニウム合金で，凝固時間３０秒，Ｎａ改良処理材であり，５０〜２５０℃，５分／サイクル，Δε（全歪み範囲）約０．４５％の試験条件における，局部変形に起因した，疲労破損の例である。
【００５５】
次に，図４に本発明合金，図５に比較合金（Ｔｉ含有せず）の組織写真を比較して示す。
本発明の合金（図４）は，デンドライトセルの整列が不明瞭であり，晶出物の並びによって等方的なネットワーク状組織が形成されている。
一方，比較合金（図５）は，顕著なデンドライト状組織を呈しており，デンドライトセルが直線的に整列するとともに，デンドライトセルの間隙にある晶出物が直線的にある方位に連続して並んでおり，指向性のある不均質な組織を呈している。
【００５６】
なお，本発明合金は，Ａｌ−６Ｓｉ−５Ｃｕ−０．３Ｍｇ−０．２Ｔｉ−０．４Ｆｅ−０．３Ｍｎの組成であり，一方比較合金はこの組成中の０．２Ｔｉを含有していない。
【００５７】
本発明では，このような組織の均質性，等方性を表す指標として，基地相の結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳに着目した。
図５の比較合金では，比ｄ／ＤＡＳが７０と大きく，デンドライトセルに比べて結晶粒が大きいため，デンドライトが大きく成長して指向性のある不均質な組織となっている。これに対して，図４の本発明合金の比ｄ／ＤＡＳは２０と小さい。
このような合金では，結晶粒が少数のデンドライトセルから構成されるため，デンドライトの整列は不明瞭になる。これによって，本発明合金では，等方的で均質なネットワーク状組織が形成されることになる。
【００５８】
また，図６には本発明合金を，一方図７には比較合金の組織形態を模式的に示した。両図において，結晶粒内の矢印は各粒におけるデンドライトの整列を表している。比ｄ／ＤＡＳが小さい本発明合金（図６）では，結晶粒内にデンドライトの整列が少なく，結晶粒数も多い。このため，組織が等方的で均質であり，変形が均一に生じる。
【００５９】
一方，比ｄ／ＤＡＳが大きい比較合金（図７）では，結晶粒内のデンドライトの整列が顕著であり，各結晶粒が指向性を持っているとともに，結晶粒数が少ない。そのために，組織が不均質であり，不均一な変形が生じやすい。
このように，本発明合金では組織が等方的かつ均質で変形が均一に生じるため，応力や歪みの繰り返しを受けても亀裂発生が生じにくく，高サイクル疲労強度及び耐熱疲労性に優れていると考えられる。
【００６０】
また，本発明の合金はＣｕ及びＭｇを含有した析出強化型合金である。このような析出強化型合金ではＣｕ及びＭｇの含有量の増加に伴い延性が低下するため，添加量の増量及び複合添加によって，必ずしも強度特性が向上するとは限らない。
【００６１】
しかしながら，本発明の合金では，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定により変形が均一に生じるようになり，これに伴い局部的な応力集中が緩和されるため，高Ｃｕ化及びＭｇ添加による強化作用及び低Ｍｇ化による延性向上作用が，合金の特性向上に十分に反映される。とりわけ，応力集中や歪み集中が亀裂の発生主因となる高サイクル疲労や熱疲労においては，その特性の向上が顕著に現れる。
【００６２】
以上に述べたように，本発明合金では，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定による変形の均一化と，低Ｃｕ化による鋳造性の向上又はＣｕ添加による析出強化及び分散強化と，低Ｍｇ化による延性の向上又は適量のＭｇ添加による析出強化との相乗作用により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を両立した優れた材料特性を有するものと考えられる。
【００６３】
また，本発明にかかるアルミニウム合金は，エンジンのシリンダヘッド或いはシリンダブロックに用いたとき，特にその耐熱疲労性，高サイクル疲労強度に優れている。さらに，鋳造欠陥の少ない高級ダイキャスト部品にも適用でき，優れた高サイクル疲労強度を発揮する。
【００６４】
【発明の実施の形態】
実施形態例１
表１，表２に示す試料１〜２３のアルミニウム合金を製造し，以下のごとく，それらの特性を測定した。
【００６５】
（１）耐熱疲労性
熱疲労による亀裂発生寿命を測定した。その結果を表３に示す。
上記測定は，次のようにして行なった。
即ち，得られたＡｌ合金試料，及び比較用Ａｌ合金試料に対して，Ｔ６処理（溶体化処理；５００℃×２時間→水冷，時間処理；１６０℃×５時間）を施した後，試験片に加工して熱疲労試験を行なった。
【００６６】
熱疲労試験は，低熱膨張の拘束ホルダと試験片を一体化して加熱・冷却を繰り返す方式で実施した（例えば，▲１▼特開平７−２００３１号公報〔特願平５−１８８８１８号〕，▲２▼「材料」，ｖｏｌ．４５，（１９９６），ｐｐ．１２５−１３０，▲３▼「軽金属」，ｖｏｌ．４５，（１９９５），ｐｐ．６７１−６７６に示される熱疲労試験方法）。
【００６７】
試験温度範囲は，４０〜２６０℃で，繰り返し速度は５ｍｉｎ／サイクルとした。ＪＩＳ−ＡＣ２Ｂ合金製の試験片を用いて，上記▲２▼に示される熱疲労試験方法により，高温歪みゲージで実測した試験初期の全歪み範囲は約０．６％であった。なお，試験片及びホルダは，前記▲２▼，▲３▼に示される中型のものを用いた。
熱疲労による亀裂発生寿命は，試験片表面の亀裂が急激に進展し始めるサイクル数と定義した。
【００６８】
（２）高サイクル疲労強度
室温における高サイクル疲労試験に基づき，１０7 回疲労強度を求めた。その結果を表４に示す。
上記測定は，次のようにして行なった。
Ａｌ合金試料に対して，Ｔ６処理（条件は前述）を施した後，試験片に加工して室温において高サイクル疲労試験を行なった。
上記試験は，電気油圧制御方式の引張−圧縮型疲労試験機により実施した。
試験片平行部はφ４×６ｍｍのものを用いた。応力比Ｒは−１，繰り返し速度は５０Ｈｚで評価した。
【００６９】
（３）比ｄ／ＤＡＳ
各種アルミニウム合金につき，比ｄ／ＤＡＳを測定し，その結果を表５に示す。
【００７０】
表１〜表５より知られるごとく，本発明にかかるアルミニウム合金は，優れた耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度を有することが分かる。
また，表１，表２，表５より，本発明にかかるアルミニウム合金は比ｄ／ＤＡＳが２０以下であることが分かる。
【００７１】
【表１】
【００７２】
【表２】
【００７３】
【表３】
【００７４】
【表４】
【００７５】
【表５】
【００７６】
実施形態例２
アルミニウム合金中におけるＭｇ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係につき図８に示す。
同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０〜１．５重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｍｇが０．４重量％以下の場合には優れた耐熱疲労性を有し，Ｍｇが０．１重量％以下の場合に最も優れた耐熱疲労性を有することが分かる。
【００７７】
実施形態例３
アルミニウム合金中における，Ｔｉ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係につき図９に示す。
同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０〜０．４重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｔｉが０．２〜０．４重量％の場合には優れた耐熱疲労性を有することが分かる。
【００７８】
実施形態例４
アルミニウム合金中におけるＣｕ量と１０7 回疲労強度との関係につき図１０に示す。同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ０〜７重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｃｕが４〜７重量％の場合には，優れた高サイクル疲労強度を有することが分かる。
【００７９】
実施形態例５
アルミニウム合金中のＭｇ量と室温における引張強さとの関係を，図１１に示す。同図はＳｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０．３〜０．６重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金についての結果である。
同図より，Ｍｇが０．２重量％以上の場合には引張強度が高いことが分かる。
【００８０】
実施形態例６
ｄ／ＤＡＳ比と引張強さおよび高サイクル疲労強度との関係を，図１２に示す。同図はＳｉ６重量％，Ｃｕ３重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０〜０．３重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金についての結果である。
【００８１】
図１２より，ｄ／ＤＡＳ比が２４以下の場合に，高サイクル疲労強度が高いことが分かる。なお，引張強さはＴｉ量が０．２重量％まではほぼ一定でそれ以上添加するとむしろ低下傾向にある。従来，引張強さと高サイクル疲労強度とは相関関係にあると考えられてきた。したがって，従来合金の特性から本発明の合金が高サイクル疲労強度に優れることを容易に予想することはできない。
また，Ｃｕ量が３重量％の本合金では，ｄ／ＤＡＳを安定して２４以下にするにはＴｉ量を０．２５％以上にする必要があった。
【００８２】
【発明の効果】
本発明によれば，耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度に優れた合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における，結晶粒の結晶粒度と単位セルとの関係を示す説明図（ａ），及び結晶粒度と二次デンドライトアーム間隔との関係を示す模式図（ｂ）。
【図２】局部変形に起因した熱疲労破損部分の説明図。
【図３】図２における，破損部分の中のＡ部の図面代用ＳＥＭ写真（倍率８０倍）。
【図４】本発明にかかるアルミニウム合金の組織状態を示す図面代用光学顕微鏡写真（倍率５０倍）。
【図５】比較例のアルミニウム合金の組成状態を示す図面代用光学顕微鏡写真（倍率５０倍）。
【図６】本発明にかかる，アルミニウム合金の組織形態とデンドライト整列状況を示す説明図。
【図７】比較例にかかる，アルミニウム合金の組織形態とデンドライト整列状況を示す説明図。
【図８】実施形態例２における，Ｍｇ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係を示す線図。
【図９】実施形態例３における，Ｔｉ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係を示す線図。
【図１０】実施形態例４における，Ｃｕ量と室温疲労強度との関係を示す線図。
【図１１】実施形態例５における，Ｍｇ量と室温引張強さとの関係を示す線図。
【図１２】実施形態例６における，ｄ／ＤＡＳ比と引張強さおよび高サイクル疲労強度の関係を示す線図。
【符号の説明】
１．．．結晶粒，
２．．．デンドライト，
２０．．．晶出物または硬質粒子，
３．．．コア部，
３０．．．基地相，
４．．．単位セル，
【技術分野】
本発明は，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れた合金，特に自動車用エンジンのシリンダヘッド鋳造に好適なアルミニウム合金に関する。
【０００２】
【従来技術】
近年，自動車には，その全体の軽量化が強く要望され，エンジンのシリンダヘッド鋳造用のアルミニウム合金も提案されている。
従来，かかる用途に用いるアルミニウム合金としては，例えば特開昭５７−１２６９４４号公報に示されたものがある。このアルミニウム合金は，Ｓｉ５〜８重量％，Ｃｕ２〜４重量％，Ｍｇ０．１５〜０．４重量％，残部Ａｌからなる。また，同じくかかる用途に用いる合金として，JIS AC2B 合金がある。このアルミニウム合金は，Ｓｉ５〜８重量％，Ｃｕ２〜４重量％，Ｍｇ０．４重量％以下，残部Ａｌからなり，不純物として，Ｔｉ０．２重量％以下を許容している。
【０００３】
【解決しようとする課題】
しかしながら，上記従来のアルミニウム合金は，近年におけるエンジンの高温，高出力化に対して，充分な耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性を有しているとは言い難い。
本発明はかかる従来の問題に鑑み，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性に優れた合金を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題の解決手段】
請求項１に記載の発明は，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ／Ｍｎ（質量％比）が２以下，残部Ａｌ及び不純物からなるアルミニウム合金であって，
基地相と該基地相より弾性率が高い晶出物とからなる亜共晶組織を有し，
上記合金の結晶粒度ｄと，上記晶出物によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズとしての二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れたアルミニウム合金にある。
【０００５】
本発明の合金は，独立した結晶粒が集合してなる多結晶体である。また，本発明の合金は，凝固の過程で，まず基地相が初晶として凝固し，次いで，その基地相の周囲に共晶反応によって晶出物が生成する亜共晶組織を有する。ここで，上記晶出物は硬質粒子でもよい。
【０００６】
図１（ａ）に示すごとく，各結晶粒１は，基地相３０と，基地相３０より弾性率及び降伏応力が高い晶出物または硬質粒子２０とから構成されている。基地相の単位セル４の周囲は，晶出物または硬質粒子２０が取り囲んでいる。これにより，多結晶体全体の中で，晶出物または硬質粒子２０がネットワーク状の骨格を形成する。晶出物または硬質粒子２０は弾性率及び降伏応力が高いため変形しにくく，これが連なってできたネットワーク状の骨格も変形しにくい。基地相３０は，このような強固な骨格に囲まれているため変形の集中が生じにくい。
【０００７】
また，本発明においては，合金の結晶粒度を，晶出物または硬質粒子によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズの２４倍以下に組織制御している。そのため，合金の結晶粒が微細化し，これに伴って，晶出物または硬質粒子の整列が乱れ，上記ネットワーク状の骨格が実質的に等方的になる（図４，図６参照）。これにより，合金中の変形が実質的に均一になり，それにより耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性の向上が実現される。
一方，上記骨格が方向性を持っていると，特定の方向にすべり変形を生じ易い欠点がある。
【０００８】
また，本発明で用いている晶出物または硬質粒子は基地相よりも弾性率が高いので，これらが合金中に分散することにより分散強化の効果が得られ，基地相よりも高い応力を分担できる。よって疲労亀裂の発生源である基地相の応力分担が低くなるため，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性が向上すると考えられる。
即ち，本合金は，合金の結晶粒度と基地相の単位セルサイズとの比の規定による変形の均一化と晶出物または硬質粒子による分散強化により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を両立した優れた耐疲労特性を発揮するものと考えられる。
【０００９】
本発明の用語を図１（ａ）を用いて定義説明する。
本発明において，「基地相」とは，合金のマトリックスをいう。例えば，アルミニウム合金の場合にはアルミニウム部が基地相に相当する。
「単位セル」とは，結晶粒１の中において，晶出物または硬質粒子２０により囲まれた基地相３０の最小単位のセルをいい，「単位セルサイズ」とは，基地相３０の単位セルの短径Ｃをいう。
「合金の結晶粒度ｄ」とは，合金の独立した結晶粒１の直径をいう。結晶粒度の求め方は，ＪＩＳ−Ｈ−０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」に準じる。
【００１０】
「晶出物」とは，合金が凝固する際に，液相中から生成する固体粒子をいい，例えば，アルミ鋳物においては，共晶Ｓｉ，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物等が挙げられる。
「硬質粒子」とは，合金中に予め混入される，あるいは混入粒子と合金との反応によって生成される基地相よりも硬度の高い粒子をいい，例えば，ＳｉＣ粒子，Ａｌ２Ｏ３粒子，ＴｉＢ２粒子等が挙げられる。
【００１１】
晶出物または硬質粒子は，基地相よりも弾性率が３０％以上高いことが好ましい。これにより，変形の集中を抑制する晶出物または硬質粒子によるネットワーク状の骨格を強固にできる。一方，３０％未満の場合には，局部変形を生じるおそれがある。
【００１２】
晶出物または硬質粒子は，基地相よりも降伏応力が３０％以上高いことが好ましい。これにより，晶出物又は硬質粒子によるネットワーク状の骨格を強固にできるため，合金の変形が均一になるという効果を発揮できる。一方，３０％未満の場合には，晶出物又は硬質粒子が変形して破壊し，合金が局部変形するおそれがある。
【００１４】
上記合金はアルミニウム合金であり，そして特に強調すべきことは，後に詳述するように，Ｔｉ量を上記範囲とすることにより，結晶粒が微細化し，これに伴って晶出物の分布が等方的になり（図４，図６参照），またＴｉが基地α−Ａｌ部中に固溶することである。
そして，この晶出物が形成する等方的な骨格構造と基地α−Ａｌ部の固溶強化，及び固溶Ｔｉによる転位のピン止め効果とにより，アルミニウム合金全体の均一な変形を促す。そのため，アルミニウム合金の耐熱疲労性および高サイクル疲労強度が向上すると考えられる。
【００１５】
また，特に上記範囲内でＣｕを添加した場合には，基地α−Ａｌ部が析出強化され，加えて熱的に安定なＡｌ−Ｃｕ系の晶出物粒子により，粒子分散強化されるために，高サイクル疲労強度が向上する。
また，上記範囲内でもＭｇ量を低くすると，延性に優れ，このため耐熱疲労性が向上する。
【００１６】
ただし，後述するｄ／ＤＡＳの組織制御がなされていないと，局部的なひずみ集中を生じ易く，必ずしも高い強度が得られない。
【００１７】
即ち，本合金は，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定による変形の均一化と，Ｃｕ添加による析出強化及び分散強化と，低Ｍｇによる高延性化との相乗作用により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度とを両立した優れた特性を発揮するものと考えられる。
なお，上記ｄ／ＤＡＳ値における上記結晶粒度ｄの単位と，上記間隔ＤＡＳの単位は同じである。
【００１８】
また，本発明においては，上記比ｄ／ＤＡＳを２４以下としている。そのため，上記晶出物からなるネットワーク状の骨格構造が一層等方的となり，アルミニウム合金の機械的応力及び熱歪みの繰り返しによる変形がより均一となる。そのため，上記Ｔｉの特定範囲の添加と共に，一層耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が向上する。
したがって，本発明によれば，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度などの耐疲労特性が優れたアルミニウム合金を提供することができる。
次に，上記各アルミニウム合金に関して，各元素量の限定理由，及び比ｄ／ＤＡＳについて説明する。
【００１９】
〔各合金元素量の限定理由〕
Ｓｉ（シリコン）；４〜１２重量％
４重量％未満の場合，合金の鋳造性が悪く鋳造欠陥が生じやすい。また，熱膨張係数が大きい欠点がある。１２重量％を越えると，凝固時の指向性が高まり，組織が不均質になるとともに，最終凝固部付近に多量の鋳造欠陥が生じるおそれがある。また，脆いＳｉの量が増加するため，延性や靭性が低下するおそれがある。
好ましい範囲は５〜８重量％である。この範囲において最も安定した鋳
造性が得られると共に，共晶Ｓｉ相が適量であるため，適度な強度と延性が得られる。
【００２０】
ただし，鋳造法を工夫すれば，８〜１２重量％でもよい。この場合には，鋳造欠陥の生成を抑える鋳造法の工夫，あるいは鋳造後に局部再溶融処理などにより鋳造欠陥を除去する手法をとることが必要である。また，この場合には，高い高サイクル疲労強度も期待できる。
【００２１】
なお，ダイカスト用の合金として用いる場合には，９〜１２重量％であることが望ましい。これはダイカスト法では凝固速度が速いため，高Ｓｉ量にしても晶出するＳｉ粒子が小さいため適度な延性，強度及び高サイクル疲労強度が得られるからである。
【００２２】
Ｃｕ（銅）；０〜７重量％
７重量％を越えると，Ｃｕ化合物の生成量が多すぎるため，延性，靭性が低下するおそれがある。また，鋳造性の点からＣｕが低い方がポロシティの発生を抑制しやすい。好ましい範囲は３〜７重量％である。３重量％未満の場合，静的強度および疲労強度が十分でない場合がある。
鋳造性と疲労強度のバランスが必要な場合には，３〜４重量％が好ましい。また，高サイクル疲労強度が必要とされる場合には，４〜７重量％が好ましい。
【００２３】
Ｍｇ（マグネシウム）；０．１〜０．５重量％，
０．５重量％を越えると，延性，靭性が低下する。
限定範囲は０．１〜０．５重量％である。０．１重量％未満の場合には，基地αアルミニウムの延性，靭性が高いため，熱疲労による亀裂発生寿命が極めて長くなる効果がある。
【００２４】
Ｔｉ（チタン）；０．１５〜０．５重量％
０．１５重量％未満の場合，組織の等方化が不十分なため，不均一な変形が生じやすく，熱疲労による亀裂発生寿命が低い。
０．５重量％を越えると，粗大な初晶Ｔｉ化合物を生成しやすく，延性や靭性が著しく低下するおそれがある。
【００２５】
Ｔｉの好ましい含有量は，Ｃｕ量と相関する。
即ち，Ｃｕ量が４重量％以下の場合のＴｉ量の好ましい範囲は，０．２５〜０．４重量％である。この範囲において，適度な延性や靱性を有し，かつ十分な組織の等方化効果が得られる。
【００２６】
Ｃｕ量が４重量％を越える場合のＴｉ量の好ましい範囲は，０．１５〜０．４重量％である。この範囲において，適度な延性や靱性を有し，かつ十分な組織の等方化効果が得られる。
Ｃｕ量が低い場合に，必要なＴｉ添加量が多いのは，Ｃｕ量が低い場合，ＤＡＳ値が小さい上，Ｔｉ添加により結晶粒が微細化しにくい傾向があるからである。
なお，Ｔｉ-Ｂ合金，Ｔｉ-Ｃ合金などの他の結晶粒微細化用合金の添加により，ｄ／ＤＡＳ値２４以下の条件を満足する場合には，Ｔｉ量は０．１５重量％未満でも可とする。
【００２７】
Ｆｅ（鉄）；０〜０．７重量％
０．７重量％を越えると，粗大なＦｅ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
好ましい範囲は，０．３〜０．７重量％である。０．３重量％未満の場合には，Ｆｅ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなる場合がある。
なお，Ｆｅ化合物とは，Ｆｅを含む化合物の総称として用いており，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物などを含む。
【００２８】
Ｍｎ（マンガン）；０〜０．７重量％
０．７重量％を越えると，粗大なＭｎ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
好ましい範囲は，０．３〜０．７重量％である。０．３重量％未満の場合には，Ｍｎ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなる場合がある。
なお，Ｍｎ化合物とは，Ｍｎを含む化合物の総称として用いており，Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ化合物，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物などを含む。
【００２９】
また，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．１重量％未満，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金中の基地相は結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下であることを特徴とする耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００３０】
このアルミニウム合金は，Ｔｉ量が上記範囲内にあるため，結晶粒が微細化し，これに伴って晶出物または硬質粒子の分布が等方的になり骨格を形成し（図４，図６参照），またＴｉが基地α−Ａｌ部中に固溶する。上記骨格と基地α−Ａｌ部の固溶強化及び固溶Ｔｉによる転位のピン止め効果とにより，合金全体の均一な変形を促し，耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度が向上する。
【００３１】
Ｓｉが４重量％未満の場合，鋳造性が悪く鋳造欠陥が生じやすい。また，熱膨張係数が大きい欠点がある。９重量％を越えると，凝固時の指向性が高まり，組織が不均質になるとともに，最終凝固部付近に多量の鋳造欠陥が生じるおそれがある。また，脆いＳｉの量が増加するため，延性や靭性が低下するおそれがある。
【００３２】
Ｃｕが３重量％未満の場合，静的強度および疲労強度が十分でない。７重量％を越えると，Ｃｕ化合物の生成量が多すぎるため，延性，靭性が低下するおそれがある。また，鋳造性の点からＣｕが低い方がポロシティの発生を抑制しやすい。
【００３３】
Ｍｇが０．１重量％未満では，基地αアルミニウムの延性，靭性が高いため，熱疲労による亀裂発生寿命が極めて長くなる。
Ｔｉが０．１５重量％未満の場合，組織の等方化が不十分なため，不均一な変形が生じやすく，熱疲労による亀裂発生寿命が低い。０．５重量％を越えると，粗大な初晶Ｔｉ化合物を生成しやすく，延性や靭性が著しく低下するおそれがある。
【００３４】
また，上記アルミニウム合金に更にＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される元素を加え，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）を限定したアルミニウム合金として，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ＜０．１重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％を含有し，更に，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｎｉ；０．３〜３重量％の一種以上を含有し，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）が２以下であり，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金の結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下とした耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００３５】
このアルミニウム合金において特に強調すべきとは，後に詳述するように，上記の範囲のＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉを意図的に添加することにより，Ｍｎ化合物，Ｆｅ化合物，Ｎｉ化合物からなる晶出物を生成させ，前述した晶出物による骨格構造をより強化できることである。また，添加したＭｎの一部は，基地α−Ａｌ中に固溶する。
【００３６】
そして，この強固な晶出物による骨格構造と基地α−Ａｌ部の固溶強化により，合金の変形が一層均一に生じるようになる。そのため，この合金は，上記合金に比べて更に優れた耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を有すると考えられる。
なお，Ｆｅ／Ｍｎ（重量％）の上限を限定したのは，この比が大きすぎると針状のＦｅ化合物が生成し，合金の延性が著しく低下して好ましくないからである。
【００３７】
Ｍｎが０．３重量％未満の場合，Ｍｎ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さくなるおそれがある。０．７重量％を越えると，粗大なＭｎ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００３８】
Ｆｅが０．３重量％未満の場合，Ｆｅ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さい。０．７重量％を越えると，粗大なＦｅ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００３９】
Ｎｉが０．３重量％未満の場合，Ｎｉ化合物の生成が少なく，晶出物の骨格構造強化への寄与が小さい。３重量％を越えると，粗大なＮｉ化合物を生成し易く，延性や靱性が著しく低下するおそれがある。
【００４０】
Ｆｅ／Ｍｎ（重量％）が２を越えると，針状のＦｅ化合物が生成するため，合金の延性や靱性が著しく低下する。好ましくは，１．５以下である。この範囲であれば，Ｆｅ化合物は骸骨状や漢字状と称される複雑な形状となり，針状相は殆どなくなるため，合金の延性や靱性が優れている。
なお，その下限は，Ｍｎ量がＦｅ量に比べて多すぎても針状化合物が生成する点から０．２とすることが好ましい。
【００４１】
また，上記アルミニウム合金におけるＭｇの範囲を変え，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜５重量％，残部Ａｌ及び不純物からなり，かつ合金中の基地相は結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下とした静的強度，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度が共に優れたアルミニウム合金がある。
【００４２】
この合金は，熱処理によりＭｇを含む析出物を生成する。この析出強化によって，上記アルミニウム合金に比較して，常温における静的強度が向上する。また，請求項２と同様の効果を得ることができる。ただし，耐熱疲労性は上記合金の方がより優れている。
【００４３】
また，この合金に更にＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される元素を加え，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％）を限定し，Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％を含有し，更に，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｎｉ；０．３〜３重量％の一種以上を含有し，そのＦｅ／Ｍｎ（重量％比）が２以下であり，残部Ａｌ及び不純物ＤＡＳが２４以下とした静的強度，耐熱疲労性，高サイクル疲労強度に優れたアルミニウム合金がある。
【００４４】
このアルミニウム合金において特に強調すべきことは，適量のＭｇ添加による析出強化によって，同等の静的強度特性を有することに加え，前述したＭｎ，Ｆｅ，Ｎｉ添加による骨格構造の強化と，ｄ／ＤＡＳにより規定した組織の等方化の相乗作用により，更に優れた耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を有することである。
【００４５】
〔結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳについて〕本発明合金の基地相は，上記の比ｄ／ＤＡＳが２４以下である。これにより，耐熱粒子（晶出物または硬質粒子）からなるネットワーク状の骨格構造が等方的になり，変形がより均一に生じるようになる。
【００４６】
ここでは「二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳ」とは，「ダイカスト鋳物のデンドライトアームスペーシング分布に関する調査」，日本鋳物協会ダイカスト研究部会編，１９９０年，９頁の内容に準じて，計３０個以上の二次デンドライトアームの間隔を実測し，平均して求めた値である。また，この値は，図１（ｂ）に示すごとく，晶出物としてのデンドライト２によって囲まれる基地相の単位セル４の大きさをいう。なお，基地相のセルの大きさを表す他の指標を用いてもよい。
【００４７】
また，同じ鋳造条件でもｄ及びＤＡＳ値は合金成分により変化する。たとえば，Ｃｕ量が少なくなると，ｄが大きくＤＡＳ値が小さくなるため，Ｔｉ添加量を増やして結晶粒度をより小さくするなどの手段を講じて，ｄ／ＤＡＳを２４以下にする必要がある。
【００４８】
ここにいう結晶粒度ｄとは，合金の結晶粒１の直径をいい（図１（ｂ）），ＪｌＳ−Ｈ−０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」に準じて測定した値である。
なお，結晶粒度の計算値又は観測値の求め方は，前記ＪＩＳ−Ｈ−０５０１に準ずる。この場合において，ｄが０．１ｍｍを超え０．６ｍｍ以下の場合には０．０５ｍｍの整数倍に最も近い値を用い，０．６ｍｍを超える場合には，０．１ｍｍの整数倍に最も近い値を用いることとする。但し，正確な測定値が必要な場合には前記ＪＩＳに規定された求積法を用いることとする。
結晶粒はデンドライトセルより大きいため，ｄ／ＤＡＳ≧１である。また，組織の等方化の点よりｄ／ＤＡＳは２４以下であることが必要である。更に２０以下であることが好ましい。
【００４９】
本発明合金は，ｄ／ＤＡＳが小さいことを大きな特徴としている。図１（ｂ）に示すごとく，結晶粒１の中心部には，デンドライトの二次枝のないコア部３が存在し，このコア部３から結晶粒の外周部に向かってデンドライト２が成長する。
このデンドライトの成長部に二次枝（二次デンドライトアーム）の整列が認められる。
本発明合金の図１（ｂ）に示す結晶粒の構造は，図１（ａ）に示す結晶粒の一形態である。
【００５０】
また，結晶粒の外周部ではこの整列が不明瞭になる。実際に観察される二次枝の整列数は，ｄ／ＤＡＳが２４の場合に３個程度であり，ｄ／ＤＡＳが１０以下の場合には殆ど０である。
したがって，ｄ／ＤＡＳが２４以下であれば，二次枝の整列数が少ないため，組織が比較的等方的であり，変形が均一に生じ易いと考えられる。
【００５１】
なお，基地α−Ａｌ部中には，０．１〜０．５重量％のＴｉが固溶していることが好ましい。これにより，基地α−Ａｌ部が固溶強化されるとともに，固溶しているＴｉが転位をピン止めするので，基地α−Ａｌ部の変形が均一化される効果がある。
固溶量が０．１重量％未満では固溶強化および転位のピン止め効果が十分でない。また，通常の凝固プロセスにおいては０．５重量％を越える量を固溶させることが困難である。
【００５２】
次に，本発明合金が優れた耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度を有するメカニズムについては，明確ではないが，次のように推定される。
まず，本発明合金の基地相は，上記比ｄ／ＤＡＳが２４以下である。このように，本発明合金では，比ｄ／ＤＡＳが小さいのでアルミニウム合金に１０００〜７０００ｒｐｍの高い応力振動が加わったときでも，その変形が均一に生じる。また，０．５ｒｐｍ以下の低い熱歪み振動が加わったときでも，変形が均一に生じる。そのため，高サイクル疲労及び熱疲労（低サイクル疲労の一種）による亀裂発生寿命が長い。このメカニズムを以下に述べる。
【００５３】
図２，図３に局部的なひずみの集中によって，熱疲労破損に至った破断部の例を示す。熱ひずみの繰り返しを受けた試験片の表面には，ほとんど変形していない滑らかな部分と，局部的にひずみが集中した凹凸の激しい部分とが認められる。
凹凸の激しい部分には亀裂が発生しており，このような亀裂が合体して破断に至ったと推定できる。この観察結果より，「変形の均一性」が実用材料の耐熱疲労性を支配している重要因子であると判断できる。
【００５４】
「変形の均一性」は，材料の組織の均質性と密接に関係している。即ち，図２，図３に示す試験片では，材料の組織が不均質なために局部的に大きな塑性ひずみが発生し，早期に亀裂が発生したと考えられる。
なお，上記図２，図３（部分拡大写真）に示す材料は，ＡＣ２Ｃ−Ｔ６アルミニウム合金で，凝固時間３０秒，Ｎａ改良処理材であり，５０〜２５０℃，５分／サイクル，Δε（全歪み範囲）約０．４５％の試験条件における，局部変形に起因した，疲労破損の例である。
【００５５】
次に，図４に本発明合金，図５に比較合金（Ｔｉ含有せず）の組織写真を比較して示す。
本発明の合金（図４）は，デンドライトセルの整列が不明瞭であり，晶出物の並びによって等方的なネットワーク状組織が形成されている。
一方，比較合金（図５）は，顕著なデンドライト状組織を呈しており，デンドライトセルが直線的に整列するとともに，デンドライトセルの間隙にある晶出物が直線的にある方位に連続して並んでおり，指向性のある不均質な組織を呈している。
【００５６】
なお，本発明合金は，Ａｌ−６Ｓｉ−５Ｃｕ−０．３Ｍｇ−０．２Ｔｉ−０．４Ｆｅ−０．３Ｍｎの組成であり，一方比較合金はこの組成中の０．２Ｔｉを含有していない。
【００５７】
本発明では，このような組織の均質性，等方性を表す指標として，基地相の結晶粒度ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳに着目した。
図５の比較合金では，比ｄ／ＤＡＳが７０と大きく，デンドライトセルに比べて結晶粒が大きいため，デンドライトが大きく成長して指向性のある不均質な組織となっている。これに対して，図４の本発明合金の比ｄ／ＤＡＳは２０と小さい。
このような合金では，結晶粒が少数のデンドライトセルから構成されるため，デンドライトの整列は不明瞭になる。これによって，本発明合金では，等方的で均質なネットワーク状組織が形成されることになる。
【００５８】
また，図６には本発明合金を，一方図７には比較合金の組織形態を模式的に示した。両図において，結晶粒内の矢印は各粒におけるデンドライトの整列を表している。比ｄ／ＤＡＳが小さい本発明合金（図６）では，結晶粒内にデンドライトの整列が少なく，結晶粒数も多い。このため，組織が等方的で均質であり，変形が均一に生じる。
【００５９】
一方，比ｄ／ＤＡＳが大きい比較合金（図７）では，結晶粒内のデンドライトの整列が顕著であり，各結晶粒が指向性を持っているとともに，結晶粒数が少ない。そのために，組織が不均質であり，不均一な変形が生じやすい。
このように，本発明合金では組織が等方的かつ均質で変形が均一に生じるため，応力や歪みの繰り返しを受けても亀裂発生が生じにくく，高サイクル疲労強度及び耐熱疲労性に優れていると考えられる。
【００６０】
また，本発明の合金はＣｕ及びＭｇを含有した析出強化型合金である。このような析出強化型合金ではＣｕ及びＭｇの含有量の増加に伴い延性が低下するため，添加量の増量及び複合添加によって，必ずしも強度特性が向上するとは限らない。
【００６１】
しかしながら，本発明の合金では，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定により変形が均一に生じるようになり，これに伴い局部的な応力集中が緩和されるため，高Ｃｕ化及びＭｇ添加による強化作用及び低Ｍｇ化による延性向上作用が，合金の特性向上に十分に反映される。とりわけ，応力集中や歪み集中が亀裂の発生主因となる高サイクル疲労や熱疲労においては，その特性の向上が顕著に現れる。
【００６２】
以上に述べたように，本発明合金では，Ｔｉ添加，ｄ／ＤＡＳの規定による変形の均一化と，低Ｃｕ化による鋳造性の向上又はＣｕ添加による析出強化及び分散強化と，低Ｍｇ化による延性の向上又は適量のＭｇ添加による析出強化との相乗作用により，耐熱疲労性と高サイクル疲労強度を両立した優れた材料特性を有するものと考えられる。
【００６３】
また，本発明にかかるアルミニウム合金は，エンジンのシリンダヘッド或いはシリンダブロックに用いたとき，特にその耐熱疲労性，高サイクル疲労強度に優れている。さらに，鋳造欠陥の少ない高級ダイキャスト部品にも適用でき，優れた高サイクル疲労強度を発揮する。
【００６４】
【発明の実施の形態】
実施形態例１
表１，表２に示す試料１〜２３のアルミニウム合金を製造し，以下のごとく，それらの特性を測定した。
【００６５】
（１）耐熱疲労性
熱疲労による亀裂発生寿命を測定した。その結果を表３に示す。
上記測定は，次のようにして行なった。
即ち，得られたＡｌ合金試料，及び比較用Ａｌ合金試料に対して，Ｔ６処理（溶体化処理；５００℃×２時間→水冷，時間処理；１６０℃×５時間）を施した後，試験片に加工して熱疲労試験を行なった。
【００６６】
熱疲労試験は，低熱膨張の拘束ホルダと試験片を一体化して加熱・冷却を繰り返す方式で実施した（例えば，▲１▼特開平７−２００３１号公報〔特願平５−１８８８１８号〕，▲２▼「材料」，ｖｏｌ．４５，（１９９６），ｐｐ．１２５−１３０，▲３▼「軽金属」，ｖｏｌ．４５，（１９９５），ｐｐ．６７１−６７６に示される熱疲労試験方法）。
【００６７】
試験温度範囲は，４０〜２６０℃で，繰り返し速度は５ｍｉｎ／サイクルとした。ＪＩＳ−ＡＣ２Ｂ合金製の試験片を用いて，上記▲２▼に示される熱疲労試験方法により，高温歪みゲージで実測した試験初期の全歪み範囲は約０．６％であった。なお，試験片及びホルダは，前記▲２▼，▲３▼に示される中型のものを用いた。
熱疲労による亀裂発生寿命は，試験片表面の亀裂が急激に進展し始めるサイクル数と定義した。
【００６８】
（２）高サイクル疲労強度
室温における高サイクル疲労試験に基づき，１０7 回疲労強度を求めた。その結果を表４に示す。
上記測定は，次のようにして行なった。
Ａｌ合金試料に対して，Ｔ６処理（条件は前述）を施した後，試験片に加工して室温において高サイクル疲労試験を行なった。
上記試験は，電気油圧制御方式の引張−圧縮型疲労試験機により実施した。
試験片平行部はφ４×６ｍｍのものを用いた。応力比Ｒは−１，繰り返し速度は５０Ｈｚで評価した。
【００６９】
（３）比ｄ／ＤＡＳ
各種アルミニウム合金につき，比ｄ／ＤＡＳを測定し，その結果を表５に示す。
【００７０】
表１〜表５より知られるごとく，本発明にかかるアルミニウム合金は，優れた耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度を有することが分かる。
また，表１，表２，表５より，本発明にかかるアルミニウム合金は比ｄ／ＤＡＳが２０以下であることが分かる。
【００７１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
実施形態例２
アルミニウム合金中におけるＭｇ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係につき図８に示す。
同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０〜１．５重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｍｇが０．４重量％以下の場合には優れた耐熱疲労性を有し，Ｍｇが０．１重量％以下の場合に最も優れた耐熱疲労性を有することが分かる。
【００７７】
実施形態例３
アルミニウム合金中における，Ｔｉ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係につき図９に示す。
同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０〜０．４重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｔｉが０．２〜０．４重量％の場合には優れた耐熱疲労性を有することが分かる。
【００７８】
実施形態例４
アルミニウム合金中におけるＣｕ量と１０7 回疲労強度との関係につき図１０に示す。同図は，Ｓｉ６重量％，Ｃｕ０〜７重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金について示す。
同図より，Ｃｕが４〜７重量％の場合には，優れた高サイクル疲労強度を有することが分かる。
【００７９】
実施形態例５
アルミニウム合金中のＭｇ量と室温における引張強さとの関係を，図１１に示す。同図はＳｉ６重量％，Ｃｕ５重量％，Ｍｇ０．３〜０．６重量％，Ｔｉ０．２重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金についての結果である。
同図より，Ｍｇが０．２重量％以上の場合には引張強度が高いことが分かる。
【００８０】
実施形態例６
ｄ／ＤＡＳ比と引張強さおよび高サイクル疲労強度との関係を，図１２に示す。同図はＳｉ６重量％，Ｃｕ３重量％，Ｍｇ０．３重量％，Ｔｉ０〜０．３重量％，Ｆｅ０．４重量％，Ｍｎ０．３重量％，残部Ａｌよりなる合金についての結果である。
【００８１】
図１２より，ｄ／ＤＡＳ比が２４以下の場合に，高サイクル疲労強度が高いことが分かる。なお，引張強さはＴｉ量が０．２重量％まではほぼ一定でそれ以上添加するとむしろ低下傾向にある。従来，引張強さと高サイクル疲労強度とは相関関係にあると考えられてきた。したがって，従来合金の特性から本発明の合金が高サイクル疲労強度に優れることを容易に予想することはできない。
また，Ｃｕ量が３重量％の本合金では，ｄ／ＤＡＳを安定して２４以下にするにはＴｉ量を０．２５％以上にする必要があった。
【００８２】
【発明の効果】
本発明によれば，耐熱疲労性及び高サイクル疲労強度に優れた合金を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における，結晶粒の結晶粒度と単位セルとの関係を示す説明図（ａ），及び結晶粒度と二次デンドライトアーム間隔との関係を示す模式図（ｂ）。
【図２】局部変形に起因した熱疲労破損部分の説明図。
【図３】図２における，破損部分の中のＡ部の図面代用ＳＥＭ写真（倍率８０倍）。
【図４】本発明にかかるアルミニウム合金の組織状態を示す図面代用光学顕微鏡写真（倍率５０倍）。
【図５】比較例のアルミニウム合金の組成状態を示す図面代用光学顕微鏡写真（倍率５０倍）。
【図６】本発明にかかる，アルミニウム合金の組織形態とデンドライト整列状況を示す説明図。
【図７】比較例にかかる，アルミニウム合金の組織形態とデンドライト整列状況を示す説明図。
【図８】実施形態例２における，Ｍｇ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係を示す線図。
【図９】実施形態例３における，Ｔｉ量と熱疲労による亀裂発生寿命との関係を示す線図。
【図１０】実施形態例４における，Ｃｕ量と室温疲労強度との関係を示す線図。
【図１１】実施形態例５における，Ｍｇ量と室温引張強さとの関係を示す線図。
【図１２】実施形態例６における，ｄ／ＤＡＳ比と引張強さおよび高サイクル疲労強度の関係を示す線図。
【符号の説明】
１．．．結晶粒，
２．．．デンドライト，
２０．．．晶出物または硬質粒子，
３．．．コア部，
３０．．．基地相，
４．．．単位セル，
Claims (1)
- Ｓｉ；４〜９重量％，Ｃｕ；３〜７重量％，Ｍｇ；０．２〜０．４重量％，Ｔｉ；０．１５〜０．５重量％，Ｆｅ；０．３〜０．７重量％，Ｍｎ；０．３〜０．７重量％，Ｆｅ／Ｍｎ（質量％比）が２以下，残部Ａｌ及び不純物からなるアルミニウム合金であって，
基地相と該基地相より弾性率が高い晶出物とからなる亜共晶組織を有し，
上記合金の結晶粒度ｄと，上記晶出物によって取り囲まれた基地相の単位セルサイズとしての二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２４以下であることを特徴とする耐疲労特性に優れたアルミニウム合金。
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