JP6446785B2 - アルミニウム合金鋳物及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、アルミニウム合金鋳物及びその製造方法に関する。更に詳細には、本発明は、所定割合の合金元素を含むアルミニウム合金鋳物及びその製造方法に関する。
従来、鋳造が簡単で、鋳物状態で高延性を有し、鋳造後はそれ以上時効されない、ダイカストに適したアルミニウム合金が提案されている。このアルミニウム合金は、８．０〜１１．５重量％のケイ素、０．３〜０．８重量％のマンガン、０．０８〜０．４重量％のマグネシウム、最大０．４重量％の鉄、最大０．１重量％の銅、最大０．１重量％の亜鉛、最大０．１５重量％のチタン、０．０５〜０．５重量％のモリブデンを含み、さらに所望により、０．０５〜０．３重量％のジルコニウム、耐久性の改善のための、３０〜３００ｐｐｍのストロンチウム、または、５〜３０ｐｐｍのナトリウム、および／または、１〜３０ｐｐｍのカルシウム、結晶粒微細化のための、１〜２５０ｐｐｍのリンに相当する量のガリウムリン化物および／またはインジウムリン化物、結晶粒微細化のための、チタンおよびホウ素（１〜２重量％のＴｉ、および、１〜２重量％のＢを含むアルミニウムマスター合金の形態で添加される）、を含んでいてよく、そして残部がアルミニウムおよび不可避の不純物である（特許文献１参照。）。
しかしながら、アルミニウム合金鋳物においては更なる性能向上やコスト低減が望まれており、特許文献１に記載のアルミニウム合金鋳物においては伸びが不十分であるという問題点があった。
本発明は、このような従来技術の有する課題に鑑みてなされたものである。そして、本発明は、優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止された、アルミニウム合金鋳物及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するため鋭意検討を重ねた。その結果、所定割合の合金元素を含む合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させることにより、上記目的が達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
また、本発明のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下含有し、Ｍｏを０．０３％以上０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
更に、本発明のアルミニウム合金鋳物部材の製造方法は、上記本発明のアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下含有し、Ｍｏを０．０３％以上０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、注湯工程の後に実施される合金溶湯を冷却し、凝固させる凝固工程と、を含む。
本発明によれば、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下含有し、Ｍｏを０．０３％以上０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させることなどにより、優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止された、アルミニウム合金鋳物及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鋳物及びアルミニウム合金鋳物の製造方法について詳細に説明する。
［第１の形態］
まず、第１の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
まず、第１の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
このような構成とすることにより、優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。なお、このようなアルミニウム合金鋳物は、例えば、複雑な形状の自動車用部品に好適に用いることができる。具体的には、車体骨格に適用する部品やドアインナーに適用する部品、足廻りに適用する部品などの高強度・高靭性の特性を必要とされる部品を挙げることができる。なお、自動車用部品においては、アルミニウム合金鋳物のみからなるものだけでなく、アルミニウム合金鋳物と他の素材からなる部材とを組み合わせたものも含む。
以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｓｉの含有量：６．００％以上７．５０％以下）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
（Ｍｇの含有量：０．２０％未満）
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
（不可避不純物）
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｚｒは、Ｚｒの含有量が０．０５％未満であれば、不可避不純物とみなす。また、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｚｒは、Ｚｒの含有量が０．０５％未満であれば、不可避不純物とみなす。また、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
また、本形態においては、Ｓｉの含有量とＭｇの含有量とが、下記の関係式（１）を満足することが好ましい。（Ｓｉ（％）＋１４×Ｍｇ（％））の数値を６．０以上９．２以下、より好ましくは６．５以上７．９以下とすると、より優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。
また、本形態においては、組織中のデンドライト二次アームスペーシングが１５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性と高延性とを有するものとなるという観点から好ましい。
本発明において、「デンドライト二次アームスペーシング」は、例えば、任意の部位のアルミニウム合金鋳物の金属組織を顕微鏡観察し、その中に含まれる粒状晶からなる方向性のないデンドライトアームを無作為に抽出し、アーム境界間に任意に引かれた直線の長さＬをその中に含まれるデンドライト二次アームスペーシングの数で除することにより定めることができる。
更に、本形態においては、組織中の共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性を有するものとなるという観点から好ましい。
本発明において、「平均粒径」は、例えば、任意の部位のアルミニウム合金鋳物の金属組織の顕微鏡写真（０．０８７ｍｍ×０．０６３ｍｍ視野サイズ）を１０視野観察し、その中に含まれる共晶Ｓｉについて、画像解析装置により共晶Ｓｉの等価円相当径を求め、その平均値を算出することにより定めることができる。
次に、第１の形態に係るアルミニウム合金鋳物を製造する方法について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させる製造方法である。
このような工程を経ることにより、優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたアルミニウム合金鋳物を得ることができる。また、このような工程を経ることにより、仕上げ工程における溶体化・焼入及びそれに続く時効などの熱処理工程を削減することができる。更に、それに伴う、仕上げ工程における矯正及びそれに続く寸法測定、更にはその後に行うブリスタ確認修正などの工程を削減することもできる。このように工程を削減することが可能であるため、生産性を向上させることができ、低コスト化を図ることができる。なお、第１の形態に係るアルミニウム合金鋳物は、このような製造方法によって得られたものに限定されるものではない。
本形態においては、凝固工程において、合金溶湯を冷却速度１℃／秒以上で冷却することが、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることができるという観点から好ましい。
より具体的には、注湯工程において、Ａｌ及び各合金元素を含む原料を例えば６５０℃以上７５０℃以下で溶解し、溶解した原料（合金溶湯）を金型に鋳造圧力３０ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下、射出速度１．０ｍ／ｓ以上４．０ｍ／ｓ以下、真空度１００ｍｂａｒ以下の条件による高真空ダイカスト法を適用することが好ましい。高真空ダイカスト法を適用することにより、アルミニウム合金鋳物へのガスの巻き込みやポロシティの発生を低減することができる。また、凝固工程における冷却速度を１℃／秒以上とすることにより、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることが可能になる。
なお、上述した他の素材が鋳造時の条件下において安定である材料である場合には、他の素材からなる部材を金型内に配置した状態で鋳造して一体化させることもできる。
［第２の形態］
次に、第２の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
次に、第２の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
このような構成とすることにより、優れた耐力と、鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。なお、このようなアルミニウム合金鋳物は、例えば、複雑な形状の自動車用部品に好適に用いることができる。具体的には、車体骨格に適用する部品やドアインナーに適用する部品、足廻りに適用する部品などの高強度・高靭性の特性を必要とされる部品を挙げることができる。なお、自動車用部品においては、アルミニウム合金鋳物のみからなるものだけでなく、アルミニウム合金鋳物と他の素材からなる部材とを組み合わせたものも含む。
以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｓｉの含有量：６．００％以上７．５０％以下）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
（Ｍｇの含有量：０．２０％未満）
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
（Ｚｒの含有量：０．０５％以上０．２０％以下）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
（不可避不純物）
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｔｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
そして、本形態においては、Ｓｉの含有量とＭｇの含有量とＺｒの含有量とが、下記の関係式（２）を満足することが好ましい。（Ｓｉ（％）＋３０×Ｍｇ（％）＋Ｚｒ（％））の数値を６．０以上１２．０以下、より好ましくは７．０以上１０．０以下とすると、より優れた耐力と、鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。
また、本形態においても、組織中のデンドライト二次アームスペーシングが１５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性と高延性とを有するものとなるという観点から好ましい。
更に、本形態においても、組織中の共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性を有するものとなるという観点から好ましい。
次に、第２の形態に係るアルミニウム合金鋳物を製造する方法について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させる製造方法である。
このような工程を経ることにより、優れた耐力と、鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたアルミニウム合金鋳物を得ることができる。また、このような工程を経ることにより、仕上げ工程における溶体化・焼入及びそれに続く時効などの熱処理工程を削減することができる。更に、それに伴う、仕上げ工程における矯正及びそれに続く寸法測定、更にはその後に行うブリスタ確認修正などの工程を削減することもができる。このように工程を削減することが可能であるため、生産性を向上させることができ、低コスト化を図ることができる。なお、第２の形態に係るアルミニウム合金鋳物は、このような製造方法によって得られたものに限定されるものではない。
本形態においても、凝固工程において、合金溶湯を冷却速度１℃／秒以上で冷却することが、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることができるという観点から好ましい。
より具体的には、注湯工程において、Ａｌ及び各合金元素を含む原料を例えば６５０℃以上７５０℃以下で溶解し、溶解した原料（合金溶湯）を金型に鋳造圧力３０ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下、射出速度１．０ｍ／ｓ以上４．０ｍ／ｓ以下、真空度１００ｍｂａｒ以下の条件による高真空ダイカスト法を適用することが好ましい。高真空ダイカスト法を適用することにより、アルミニウム合金鋳物へのガスの巻き込みやポロシティの発生を低減することができる。また、凝固工程における冷却速度を１℃／秒以上とすることにより、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることが可能になる。
なお、上述した他の素材が鋳造時の条件下において安定である材料である場合には、他の素材からなる部材を金型内に配置した状態で鋳造して一体化させることもできる。
［第３の形態］
次に、第３の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
次に、第３の形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
このような構成とすることにより、優れた耐力と、より優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。なお、このようなアルミニウム合金鋳物は、例えば、複雑な形状の自動車用部品に好適に用いることができる。具体的には、車体骨格に適用する部品やドアインナーに適用する部品、足廻りに適用する部品などの高強度・高靭性の特性を必要とされる部品を挙げることができる。なお、自動車用部品においては、アルミニウム合金鋳物のみからなるものだけでなく、アルミニウム合金鋳物と他の素材からなる部材とを組み合わせたものも含む。
以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｓｉの含有量：６．００％以上７．５０％以下）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
（Ｍｇの含有量：０．２０％未満）
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
（Ｚｒの含有量：０．０５％以上０．２０％以下）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
（Ｍｏ、Ｔｉ及びＳｒの含有量：Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下）
Ｍｏ（モリブデン）やＴｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）は、機械的特性の改善に大きな効果がある元素である。一方で、多量に入れると粗大な金属間化合物を形成することがある。そこで、Ｍｏの作用については不明であるが、Ｔｉは結晶粒径を小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．２０％以下、Ｓｒは共晶Ｓｉを小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．０１％以下とすることを要し、合計で０．４０％以下であることを要する。
Ｍｏ（モリブデン）やＴｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）は、機械的特性の改善に大きな効果がある元素である。一方で、多量に入れると粗大な金属間化合物を形成することがある。そこで、Ｍｏの作用については不明であるが、Ｔｉは結晶粒径を小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．２０％以下、Ｓｒは共晶Ｓｉを小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．０１％以下とすることを要し、合計で０．４０％以下であることを要する。
（不可避不純物）
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｒ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｒ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｆｅ（鉄）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。なお、本形態のアルミニウム合金鋳物においては、Ｍｎは、Ｍｎの含有量が０．１５％未満であれば、不可避不純物とみなす。
そして、本形態においても、Ｓｉの含有量とＭｇの含有量とＺｒの含有量とが、下記の関係式（２）を満足することが好ましい。（Ｓｉ（％）＋３０×Ｍｇ（％）＋Ｚｒ（％））の数値を６．０以上１２．０以下、より好ましくは７．０以上１０．０以下とすると、より優れた耐力と、更に優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。
また、本形態においても、組織中のデンドライト二次アームスペーシングが１５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性と高延性とを有するものとなるという観点から好ましい。
更に、本形態においても、組織中の共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性を有するものとなるという観点から好ましい。
次に、第３の形態に係るアルミニウム合金鋳物を製造する方法について詳細に説明する。本形態のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させる製造方法である。
このような工程を経ることにより、優れた耐力と、更に優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたアルミニウム合金鋳物を得ることができる。また、このような工程を経ることにより、仕上げ工程における溶体化・焼入及びそれに続く時効などの熱処理工程を削減することができる。更に、それに伴う、仕上げ工程における矯正及びそれに続く寸法測定、更にはその後に行うブリスタ確認修正などの工程を削減することもできる。このように工程を削減することが可能であるため、生産性を向上させることができ、低コスト化を図ることができる。なお、第３の形態に係るアルミニウム合金鋳物は、このような製造方法によって得られたものに限定されるものではない。
本形態においては、凝固工程において、合金溶湯を冷却速度１℃／秒以上で冷却することが、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることができるという観点から好ましい。
より具体的には、注湯工程において、Ａｌ及び各合金元素を含む原料を例えば６５０℃以上７５０℃以下で溶解し、溶解した原料（合金溶湯）を金型に鋳造圧力３０ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下、射出速度１．０ｍ／ｓ以上４．０ｍ／ｓ以下、真空度１００ｍｂａｒ以下の条件による高真空ダイカスト法を適用することが好ましい。高真空ダイカスト法を適用することにより、アルミニウム合金鋳物へのガスの巻き込みやポロシティの発生を低減することができる。また、凝固工程における冷却速度を１℃／秒以上とすることにより、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることが可能になる。
なお、上述した他の素材が鋳造時の条件下において安定である材料である場合には、他の素材からなる部材を金型内に配置した状態で鋳造して一体化させることもできる。
［第４の実施形態］
次に、第４の実施形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本実施形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を個別で合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
次に、第４の実施形態に係るアルミニウム合金鋳物について詳細に説明する。本実施形態のアルミニウム合金鋳物は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を個別で合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるものである。
このような構成とすることにより、優れた耐力と、更に優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。なお、このようなアルミニウム合金鋳物は、例えば、複雑な形状の自動車用部品に好適に用いることができる。具体的には、車体骨格に適用する部品やドアインナーに適用する部品、足廻りに適用する部品などの高強度・高靭性の特性を必要とされる部品を挙げることができる。なお、自動車用部品においては、アルミニウム合金鋳物のみからなるものだけでなく、アルミニウム合金鋳物と他の素材からなる部材とを組み合わせたものも含む。
以下、各構成について詳細に説明する。
（Ｓｉの含有量：６．００％以上７．５０％以下）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋳造性の改善や伸びの改善に大きな効果がある元素である。Ｓｉの含有量が６．００％未満では、合金溶湯の湯流れ性が悪く、優れた鋳造性を有するものとならない。一方、Ｓｉの含有量が７．５０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが十分なものとならない。したがって、Ｓｉの含有量は６．００％以上７．５０％以下であることを要する。
（Ｍｇの含有量：０．２０％未満）
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
Ｍｇ（マグネシウム）は、アルミニウム合金の母相中に固溶すると共に、Ｓｉと化合してＭｇ２Ｓｉを形成して強度を向上させる一方で、伸びの低下要因となる。特に、Ｍｇの含有量が０．２０％以上では、自然時効によって伸びが低下し、優れた高延性を確保できなくなる。したがって、Ｍｇの含有量は０．２０％未満であることを要する。
（Ｚｒの含有量：０．０５％以上０．２０％以下）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
Ｚｒ（ジルコニウム）は、耐力の向上に大きな効果がある元素である。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では、耐力の向上効果が小さく、より優れた耐力を有するものとならない。一方、Ｚｒの含有量が０．２０％を超えると、アルミニウム合金鋳物の伸びが低下して、十分なものとならない。したがって、Ｚｒの含有量は０．０５％以上０．２０％以下であることを要する。
（Ｆｅの含有量：０．２０％以下）
Ｆｅ（鉄）は、ダイカスト時の金型への焼付きを防止するのに有効な元素である。一方で、伸びや耐力の低下要因となる。特に、Ｆｅの含有量が０．２０％を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が形成され、機械的特性や伸びを低下させる。したがって、Ｆｅの含有量は０．２０％以下であることを要する。
Ｆｅ（鉄）は、ダイカスト時の金型への焼付きを防止するのに有効な元素である。一方で、伸びや耐力の低下要因となる。特に、Ｆｅの含有量が０．２０％を超える場合には、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が形成され、機械的特性や伸びを低下させる。したがって、Ｆｅの含有量は０．２０％以下であることを要する。
（Ｍｎの含有量：０．１５％以上０．８０％以下）
Ｍｎ（マンガン）は、ダイカスト時の金型への焼付きを防止するのに有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．１５％未満では、金型への焼付き防止効果が小さい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が形成され、耐力や伸びを低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１５％以上０．８０％以下であることを要する。
Ｍｎ（マンガン）は、ダイカスト時の金型への焼付きを防止するのに有効な元素である。Ｍｎの含有量が０．１５％未満では、金型への焼付き防止効果が小さい。一方、Ｍｎの含有量が０．８０％を超えると、粗大なＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が形成され、耐力や伸びを低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１５％以上０．８０％以下であることを要する。
（Ｍｏ、Ｔｉ及びＳｒの含有量：Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下）
Ｍｏ（モリブデン）やＴｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）は、機械的特性の改善に大きな効果がある元素である。一方で、多量に入れると粗大な金属間化合物を形成することがある。そこで、Ｍｏの作用については不明であるが、Ｔｉは結晶粒径を小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．２０％以下、Ｓｒは共晶Ｓｉを小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．０１％以下とすることを要し、合計で０．４０％以下であることを要する。
Ｍｏ（モリブデン）やＴｉ（チタン）、Ｓｒ（ストロンチウム）は、機械的特性の改善に大きな効果がある元素である。一方で、多量に入れると粗大な金属間化合物を形成することがある。そこで、Ｍｏの作用については不明であるが、Ｔｉは結晶粒径を小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．２０％以下、Ｓｒは共晶Ｓｉを小さくでき、伸びを改善することができる含有量として個別で０．０１％以下とすることを要し、合計で０．４０％以下であることを要する。
（不可避不純物）
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本実施形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｍｎ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。
鋳造用合金インゴットには、リサイクルの関係でリターン材を混入させる場合が多いため、本実施形態のアルミニウム合金鋳物においては、アルミニウム及び合金元素（Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｒ、Ｆｅ、Ｍｎ）の他に不可避不純物が含まれていてもよい。不可避不純物としては、例えば、Ｃｕ（銅）、Ｐ（リン）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃａ（カルシウム）、Ｎａ（ナトリウム）などを挙げることができるが、これらに限定されるものではない。
そして、本実施形態においても、Ｓｉの含有量とＭｇの含有量とＺｒの含有量とが、下記の関係式（２）を満足することが好ましい。（Ｓｉ（％）＋３０×Ｍｇ（％）＋Ｚｒ（％））の数値を６．０以上１２．０以下、より好ましくは７．０以上１０．０以下とすると、より優れた耐力と、更に優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたものとなる。
また、本実施形態においても、組織中のデンドライト二次アームスペーシングが１５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性と高延性とを有するものとなるという観点から好ましい。
更に、本実施形態においても、組織中の共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることが、より優れた機械的特性を有するものとなるという観点から好ましい。
次に、第４の実施形態に係るアルミニウム合金鋳物を製造する方法について詳細に説明する。本実施形態のアルミニウム合金鋳物の製造方法は、質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下、Ｍｏを０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下及びＳｒを０．０１％以下からなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を合計で０．４０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯し、冷却して、凝固させる製造方法である。
このような工程を経ることにより、より優れた耐力と、更に優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されたアルミニウム合金鋳物を得ることができる。また、このような工程を経ることにより、仕上げ工程における溶体化・焼入及びそれに続く時効などの熱処理工程を削減することができる。更に、それに伴う、仕上げ工程における矯正及びそれに続く寸法測定、更にはその後に行うブリスタ確認修正などの工程を削減することができる。このように工程を削減することが可能であるため、生産性を向上させることができ、低コスト化を図ることができる。なお、第４の実施形態に係るアルミニウム合金鋳物は、このような製造方法によって得られたものに限定されるものではない。
本実施形態においては、凝固工程において、合金溶湯を冷却速度１℃／秒以上で冷却することが、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることができるという観点から好ましい。
より具体的には、注湯工程において、Ａｌ及び各合金元素を含む原料を例えば６５０℃以上７５０℃以下で溶解し、溶解した原料（合金溶湯）を金型に鋳造圧力３０ＭＰａ以上７０ＭＰａ以下、射出速度１．０ｍ／ｓ以上４．０ｍ／ｓ以下、真空度１００ｍｂａｒ以下の条件による高真空ダイカスト法を適用することが好ましい。高真空ダイカスト法を適用することにより、アルミニウム合金鋳物へのガスの巻き込みやポロシティの発生を低減することができる。また、凝固工程における冷却速度を１℃／秒以上とすることにより、より優れた機械的特性と高延性とを有するアルミニウム合金鋳物を得ることが可能になる。
なお、上述した他の素材が鋳造時の条件下において安定である材料である場合には、他の素材からなる部材を金型内に配置した状態で鋳造して一体化させることもできる。
以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明する。
（参考例１、参考例２、実施例３、実施例４、参考例５、実施例６〜実施例８、比較例１〜比較例１１）
表１に示す合金元素及びアルミニウムを含む原料を溶解して合金溶湯を得、３５０ｔの高真空ダイカスト装置を使用して、得られた合金溶湯を６９０〜７５０℃に温度調整し、鋳造圧力６０ＭＰａ、射出速度１．６ｍ／ｓ、真空度５０ｍｂａｒ以下の条件で金型に圧入し、冷却速度１℃／秒以上で冷却して、各例のアルミニウム合金鋳物（平板形状：１５０ｍｍ（縦）×１７０ｍｍ（横）×２．８ｍｍ（厚み））を得た。また、各例のアルミニウム合金鋳物の金属組織を顕微鏡で観察し、組織中のデンドライト二次アームスペーシング及び組織中の共晶Ｓｉの平均粒径を算出した。なお、共晶Ｓｉの観察は、アルミニウム合金鋳物の中央の肉厚中心部にて行った。また、表１中、デンドライト二次アームスペーシング（ＤＡＳ２）の評価は、「○」であるものはＤＡＳ２が１５μｍ以下であることを示し、「×」であるものはＤＡＳ２が１５μｍ超であることを示す。更に、表１中、共晶Ｓｉ平均粒径の評価は、「○」であるものは共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることを示し、「×」であるものは共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ超であることを示す。なお、各例のアルミニウム合金鋳物は、製造のままの状態であり、ＪＩＳ Ｈ０００１に規定される熱処理記号がＦのものである。
表１に示す合金元素及びアルミニウムを含む原料を溶解して合金溶湯を得、３５０ｔの高真空ダイカスト装置を使用して、得られた合金溶湯を６９０〜７５０℃に温度調整し、鋳造圧力６０ＭＰａ、射出速度１．６ｍ／ｓ、真空度５０ｍｂａｒ以下の条件で金型に圧入し、冷却速度１℃／秒以上で冷却して、各例のアルミニウム合金鋳物（平板形状：１５０ｍｍ（縦）×１７０ｍｍ（横）×２．８ｍｍ（厚み））を得た。また、各例のアルミニウム合金鋳物の金属組織を顕微鏡で観察し、組織中のデンドライト二次アームスペーシング及び組織中の共晶Ｓｉの平均粒径を算出した。なお、共晶Ｓｉの観察は、アルミニウム合金鋳物の中央の肉厚中心部にて行った。また、表１中、デンドライト二次アームスペーシング（ＤＡＳ２）の評価は、「○」であるものはＤＡＳ２が１５μｍ以下であることを示し、「×」であるものはＤＡＳ２が１５μｍ超であることを示す。更に、表１中、共晶Ｓｉ平均粒径の評価は、「○」であるものは共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることを示し、「×」であるものは共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ超であることを示す。なお、各例のアルミニウム合金鋳物は、製造のままの状態であり、ＪＩＳ Ｈ０００１に規定される熱処理記号がＦのものである。
［性能評価］
また、各例のアルミニウム合金鋳物から機械加工によりＪＩＳ１４号Ｂ引張試験片を作成し、引張強さ、０．２％耐力及び破断伸びを測定した。なお、引張試験片及び引張試験方法については、ＪＩＳ−Ｚ−２２０１及びＺ−２２４１に準拠した。得られた結果を表２に示す。
また、各例のアルミニウム合金鋳物から機械加工によりＪＩＳ１４号Ｂ引張試験片を作成し、引張強さ、０．２％耐力及び破断伸びを測定した。なお、引張試験片及び引張試験方法については、ＪＩＳ−Ｚ−２２０１及びＺ−２２４１に準拠した。得られた結果を表２に示す。
具体的には、引張強さは、破断荷重と予め測定した引張試験片の平行部の断面積から求めた。また、０．２％耐力は、伸び計を使用し、荷重−歪線図より０．２％の歪での荷重と断面積から求めた。更に、破断伸びは、標点距離４０ｍｍでの２点突合せ法により求めた。更に、表２中の「機械的特性」は、製造直後に測定したものであり、「自然時効後機械的特性」は促進方法として電気炉１００〜２００℃で１０〜５００時間の範囲で保持し、ピーク時効時の試験片を測定したものである。
表２から、本発明の範囲に属する実施例３、実施例４、実施例６〜実施例８は、本発明外の比較例１〜１１と比較して、優れた鋳造性と、鋳物状態での高延性とを有し、鋳造後にそれ以上時効されることが抑制ないし防止されていることが分かる。
また、図１は、実施例４のアルミニウム合金鋳物の金属組織を示す写真である。図１より、本発明の範囲に属する実施例４のアルミニウム合金鋳物においては、デンドライト二次アームスペーシング（ＤＡＳ２）及び共晶Ｓｉ平均粒径が非常に小さいことが分かる。
更に、図２は、（Ｓｉ（％）＋１４×Ｍｇ（％））の数値とアルミニウム合金鋳物の自然時効後の伸びとの関係を示すグラフである。図２より、（Ｓｉ（％）＋１４×Ｍｇ（％））の数値が６．０以上９．２以下となる実施例３、実施例４、実施例６〜実施例８のアルミニウム合金鋳物材の自然時効後の伸びは、９．２を超える比較例１〜１１よりも高く、自動車用としてのアルミニウム合金鋳物部材に必要とされる伸び１５％以上を満足することが分かる。
更にまた、図３は、（Ｓｉ（％）＋３０×Ｍｇ（％）＋Ｚｒ（％））の数値とアルミニウム合金鋳物の自然時効後の伸びとの関係を示すグラフである。図３より、（Ｓｉ（％）＋３０×Ｍｇ（％）＋Ｚｒ（％））の数値が６．０以上１２．０以下となる実施例３、実施例４、実施例６〜実施例８のアルミニウム合金鋳物材の自然時効後の伸びは、１２．０を超える比較例１〜１１よりも高く、自動車用としてのアルミニウム合金鋳物部材に必要とされる伸び１５％以上を満足することが分かる。
以上、本発明を若干の実施形態及び実施例によって説明したが、本発明はこれらに限定されるものではなく、本発明の要旨の範囲内で種々の変形が可能である。
例えば、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金鋳物は、第４の実施形態に係るアルミニウム合金鋳物を単独で又は組み合わせて適用することにより車体骨格に適用する部品やドアインナーに適用する部品、足廻りに適用する部品などの高強度・高靭性の特性を必要とされる自動車用部品に適用することができる。
Claims (7)
- 質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下含有し、Ｍｏを０．０３％以上０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
- 上記Ｓｉの含有量と上記Ｍｇの含有量と上記Ｚｒの含有量とが、下記の関係式（２）を満足することを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鋳物。
- 質量比で、Ｍｇを０．１０％以上０．２０％未満含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金鋳物。
- 組織中のデンドライト二次アームスペーシングが１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金鋳物。
- 組織中の共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金鋳物。
- 請求項１〜５のいずれか１つの項に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法であって、
質量比で、Ｓｉを６．００％以上７．５０％以下、Ｍｇを０．０２％以上０．２０％未満、Ｚｒを０．０５％以上０．２０％以下、Ｆｅを０．２０％以下、Ｍｎを０．１５％以上０．８０％以下含有し、Ｍｏを０．０３％以上０．２０％以下、Ｔｉを０．２０％以下含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる合金溶湯を鋳型に注湯する注湯工程と、
上記注湯工程の後に実施される上記合金溶湯を冷却し、凝固させる凝固工程と、を含む
ことを特徴とするアルミニウム合金鋳物の製造方法。 - 上記凝固工程において、上記合金溶湯を冷却速度１℃／秒以上で冷却することを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。
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