JP6617065B2

JP6617065B2 - 鋳造用アルミニウム合金およびアルミニウム合金鋳物

Info

Publication number: JP6617065B2
Application number: JP2016056370A
Authority: JP
Inventors: 博川原; 靖岩田; 加瑞馬日比; 孝彦野村
Original assignee: Central Motor Wheel Co Ltd; Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Central Motor Wheel Co Ltd; Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2016-03-21
Filing date: 2016-03-21
Publication date: 2019-12-04
Anticipated expiration: 2036-03-21
Also published as: JP2017171960A

Description

本発明は、機械的特性に優れたアルミニウム合金鋳物と、その製造に適した鋳造用アルミニウム合金に関する。

自動車等のさらなる軽量化を図るため、鍛造されたアルミニウム合金部材のみならず、アルミニウム合金鋳物（「Ａｌ合金鋳物」という。）にも、高い機械的特性が要求されるようになってきている。このようなＡｌ合金鋳物に適した合金として、例えば、ＡＣ４ＣＨ合金（ＪＩＳ）がある。ＡＣ４ＣＨ合金（Ｓｉ：６．５〜７．５％、Ｍｇ：０．２５〜０．４５％、Ｔｉ：０．２０％以下、残部：Ａｌ）からなる鋳物は、耐食性や靭性に優れるため、車両用のホイールや懸架部材等に利用されている。

もっとも、ＡＣ４ＣＨ合金鋳物は、強度（耐力）が不十分なため、肉厚にせざるを得ず、その軽量化には限界があった。このため、例えば軽量ホイールの主流は、未だ鍛造品（例えばＡ６０６１合金製）である。しかし、鍛造品は、製造コストが高く、形状自由度も小さい。このような状況下、Ａｌ合金鋳物の機械的特性のさらなる向上を図る提案がなされており、例えば下記の特許文献に関連する記載がある。

特開平５−２６３１７４号公報特開平６−６５６６６号公報特開２００２−３０９３３０号公報特開２００３−１７０２６３号公報特開２０１１−１６２８８３号公報

各特許文献に記載された従来のＡｌ合金（鋳物）は、強度と延性または靱性とを未だ高次元で両立させ得るものではなかったり、鋳造性や形状自由度（意匠性）等に劣るものであった。

本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、鋳造性を確保しつつも、強度と延性（靱性）に優れたアルミニウム合金鋳物と、その製造に適した鋳造用アルミニウム合金を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、従来のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金に対して、Ｍｇ量を見直し、さらにＴｉとＺｒを複合添加することにより、強度と延性または靱性（両者を併せて単に「延性」という。）とを高次元で両立させたＡｌ合金鋳物を得ることに成功した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。

《鋳造用アルミニウム合金》
（１）本発明の鋳造用アルミニウム合金（単に「Ａｌ合金」ともいう。）は、全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすことを特徴とする。
Ｓｉ：５〜８．５％、Ｍｇ：０．３５〜０．７％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｚｒ：０．０５〜０．４％、ＴｉとＺｒの合計：０．２％以上、次の範囲を満たすＳｒ、ＮａまたはＳｂの一種以上、Ｓｒ：０．００３〜０．０５％、Ｎａ：０．００１〜０．０３％、Ｓｂ：０．００１〜０．２％、Ａｌ：残部

（２）本発明のＡｌ合金を用いれば、冷却速度の大きなダイカスト鋳造等に依るまでもなく、重力鋳造や低圧鋳造であっても、機械的特性（強度と延性・靱性）に優れたＡｌ合金鋳物（単に「鋳物」ともいう。）を得ることができる。また本発明のＡｌ合金は、適量なＳｉを含む亜共晶Ａｌ合金であるため鋳造性にも優れ、高い機械的特性と共に高い形状自由度（意匠自由度、設計自由度）も発揮し得る。このため本発明のＡｌ合金は、例えば、意匠面に複雑な形状が要求される車両用タイヤホイール等にも好適である。さらに本発明のＡｌ合金は、腐食原因元素であるＣｕ等を実質的に含まないため、耐食性にも優れる。

（３）本発明のＡｌ合金により、機械的特性に優れた鋳物が得られる具体的な理由は、次のように考えられる。先ず、本発明のＡｌ合金に含まれる適量なＳｉは、鋳造時の湯流れ性の向上や凝固収縮の緩和等により鋳造性を高め、さらに、熱処理された際にＭｇ_２Ｓｉ化合物となってＡｌ基地中に析出し得る。これによりＡｌ合金鋳物の引張強さまたは耐力をも向上させ得る。

次に本発明のＡｌ合金に含まれる適量なＭｇは、上述したＳｉと化合物を形成する他、複合添加されたＴｉとＺｒと協働して、初晶Ａｌの結晶粒を微細化させる。結晶粒微細化は、鋳造組織中に作用する応力集中を緩和し、鋳物の延性（伸び）の向上に寄与する。また、Ｍｇ、ＴｉおよびＺｒによる初晶Ａｌの結晶粒微細化は、初晶Ａｌの周囲を取り巻く共晶Ｓｉの分散をも均質化する。さらに、Ｔｉ、Ｚｒ系化合物が初晶Ａｌの核生成サイトとなることにより、初晶Ａｌは花弁状に成長し易くなり、共晶Ｓｉはその初晶Ａｌの隙間に入り組んだ状態で晶出するようになる。

ここでＡｌ−Ｓｉ系合金は、一般的に、Ｓｉ粒子（共晶Ｓｉ）を選択的に亀裂伝播した破壊形態を示し得る。しかし、本発明のＡｌ合金は、上述したような微細で特異な鋳造組織となり得るため、一般的にいわれているような亀裂伝播が生じ難く（つまり亀裂伝播抵抗が大きく）、高強度と併せて、高延性または高靱性をも発現するようになったと推察される。

ところで、Ｔｉ、Ｚｒの複合添加と適量のＭｇとの相乗作用により、初晶Ａｌの結晶粒微細化が生じる理由は、必ずしも定かではないが、現状では次のように推察される。一般的に、ＴｉまたはＺｒは鋳造組織を微細化させる元素といわれている。しかし、それらの一方のみではなく、両方を複合添加することにより、初めて上述したような鋳造組織が形成され、機械的特性に優れた鋳物が得られることがわかった。このことから、複合添加されたＴｉとＺｒは、Ａｌとの化合物（Ａｌ_３ＴｉまたはＡｌ_３Ｚｒ）の総量を単に増加させただけではなく、核生成サイトとなるＴｉＺｒ系化合物を形成して、そのＴｉＺｒ系化合物が、初晶Ａｌの結晶粒微細化に大きく寄与したと推察される。また、適量なＭｇが、複合添加されたＴｉとＺｒの包晶点を低濃度側に下げ、結晶核となる生成物を安定的に増加させたと考えられる。このような理由により、本発明のＡｌ合金を用いると、微細で特有な鋳造組織からなり、強度と延性・靱性が高次元で両立した鋳物が得られるようになったと考えられる。

本発明のＡｌ合金は、さらに、Ｓｒ、Ｎａ、Ｓｂから選ばれた１種類以上の改質元素を含む。Ｓｒなら０．００３〜０．０５％、Ｎａなら０．００１〜０．０３％、Ｓｂなら０．００１〜０．２％含まれると好ましい。これにより共晶Ｓｉは、上述した均質分散化に加えて、より微細に晶出するようになり、Ａｌ合金鋳物の延性のさらなる向上が図られる。この理由は次のように考えられる。

Ａｌ-Ｓｉ系合金は、鋳造性に優れるが、第１相である初晶Ａｌ以外に、第２相として脆弱な共晶Ｓｉ粒子（単に「共晶Ｓｉ」または「Ｓｉ粒子」ともいう。）が針状に晶出し易い。特にＡｌ基地の強度が高まると、破壊伝播源となるＳｉ粒子の感受性も高まる。このため従来のＡｌ-Ｓｉ系合金では、鋳物の強度向上に背反して、その延性や靱性は低いものとなっていた。

これに対して本発明のＡｌ合金では、上述したように初晶Ａｌの結晶粒が微細に晶出する結果、その影響を受けて凝固後期に晶出するＳｉ粒子は均質分散化したものとなる。そしてＳｒ、ＮａまたはＳｂは、その共晶Ｓｉをさらに微細化して晶出させる。従って本発明のＡｌ合金は、適量のＳｒ、ＮａまたはＳｂを含むことにより、Ｓｉ粒子を介した亀裂伝播を大幅に抑制し、鋳物の強度と延性・靱性とを、より高次元で両立させ得る。

《アルミニウム合金鋳物》
本発明は、上述したＡｌ合金を用いたアルミニウム合金鋳物（単に「Ａｌ合金鋳物」または「鋳物」ともいう。）としても把握できる。この鋳物は、上述したＡｌ合金組成を有すると共に、次のような鋳造組織からなると好適である。
初晶Ａｌの結晶粒径：２５０μｍ以下、
共晶Ｓｉの粒径：３．５μｍ以下

さらに、この鋳造組織は、二次デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）：１０μｍ以上であってもよい。ＤＡＳがこのような範囲内となる鋳物は、ダイカスト鋳造のように大きな冷却速度で鋳造されたものではなく、低圧鋳造または重力鋳造のようにさほど大きくない冷却速度で鋳造されたものであることを指標している。

《その他》
（１）本発明のＡｌ合金は、少量の改質元素または不可避不純物を一種以上含み得る。不純物元素は、例えば、Ｆｅ、Ｃｕ等であり、各元素の含有量はそれぞれ０．２％以下であると好ましい。

（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。

試料１の熱処理前の鋳造組織を示す顕微鏡写真である。その一部を拡大したものである。試料１を陽極酸化処理して偏光顕微鏡により観察した結晶粒組織を示す顕微鏡写真である。その一部を拡大したものである。試料１のＴ６熱処理後の組織を示す顕微鏡写真である。その一部を拡大したものである。

上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、本発明のＡｌ合金のみならず鋳物にも適宜該当する。製造方法に関する構成要素は、一定の場合（構造または特性により「物」を直接特定することが不可能であるかまたは非実際的である事情（不可能・非実際的事情）等がある場合）、プロダクトバイプロセスとして「物」に関する構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《合金組成》
本発明のＡｌ合金は、Ｓｉ、Ｍｇ、ＴｉおよびＺｒを主元素とし、さらにＳｒ、ＮａまたはＳｂからなる改質元素を含む。これら合金元素およびその含有量について、以下に詳述する。なお、本明細書でいう合金組成は、特に断らない限り、Ａｌ合金全体を１００質量％（単に「％」という。）としたときの各元素の質量割合である。

（１）Ｓｉ
Ａｌ合金は、Ｓｉを５〜８．５％、６〜８％さらには６．５〜７．５％含むと好ましい。Ｓｉが過少では鋳造性が低下して、引け量が大きくなり、鋳物内部に鋳造欠陥が発生し易くなる。また、鋳造割れ等の欠陥も発生し易くなる。Ｓｉが過多になると、脆弱なＳｉ粒子の晶出量が増加し、機械的特性（特に伸びや強度）が低下し易くなる。

（２）Ｍｇ
Ａｌ合金は、Ｍｇを０．３５〜０．７％、０．４〜０．６５％さらには０．４３〜０．６％含むと好ましい。Ｍｇは、Ａｌ基地を強化すると共に、熱処理により共存するＳｉと化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ）を生成して析出し、鋳物の機械的強度（引張強さ、耐力等）を向上させる。また、複合添加されたＴｉ、Ｚｒと協働して微細な鋳造組織の形成に寄与する。Ｍｇが過少では、これらの効果が十分に得られず、特にＡｌ基地が柔らかくなって十分な強度が得られなくなる。Ｍｇが過多になると、未固溶のＭｇ_２Ｓｉ晶出相が残留するようになり、延性や靭性が低下し得る。

（３）ＴｉとＺｒ
Ａｌ合金は、Ｔｉを０．０５〜０．３％、０．１〜０．２５％さらには０．１５〜０．２％含むと好ましい。またＡｌ合金は、Ｚｒを０．０５〜０．４％、０．１〜０．３５％さらには０．１５〜０．３％含むと好ましい。

ＴｉとＺｒは、結晶粒を微細化させるとともに、Ａｌ基地を固溶強化あるいは析出強化させる。またＴｉとＺｒは、結晶粒を十分に微細化されることにより、晶出物が等方的に分布した（偏析の少ない）鋳造組織の形成に寄与する。ＴｉまたはＺｒが過少では、それらの効果が乏しく、特に鋳型からの指向性が強い場合に、柱状晶が発達した鋳造組織となり易く、鋳物の機械的特性が低下し得る。ＴｉまたはＺｒが過多では、鋳造組織中に粗大なＴｉ化合物またはＺｒ化合物が晶出するようになり、却って、鋳物の機械的特性が低下し得る。

ところで本発明のＡｌ合金では、ＴｉとＺｒが個別に作用するのみならず、共存するＴｉとＺｒが適量のＭｇと協働することにより、微細で特有な鋳造組織を形成し得る。この観点から、ＴｉとＺｒは、上述した組成範囲内にあると共に、合計で０．２％以上、０．３％以上さらには０．４％以上含まれていると好ましい。敢えていうと、その合計は０．７％以下、０．６％以下さらには０．５％以下であると好ましい。

（４）Ｓｒ、ＮａまたはＳｂ
本発明のＡｌ合金に含まれるＳｒ、ＮａまたはＳｂは、共晶Ｓｉを微細化させて、鋳物の機械的特性（特に延性または靱性）を向上させ得る。Ｓｒは、０．００３〜０．０５％さらには０．０１〜０．０４％含まれると好適である。Ｓｒが過多であると粗い共晶Ｓｉが混在するようになり、Ｓｒ化合物の晶出も生じる。また、ガス吸収も著しくなり、鋳巣の発生を助長して延性の低下を招くおそれがある。

Ｎａは、０．００１〜０．０３％さらには０．０５〜０．０１％含まれると好適である。Ｎａが過多であると粗い共晶Ｓｉが混在するようになり、延性が低下するおそれがある。

Ｓｂは、０．００１〜０．２％さらには０．０５〜０.１２％であると好適である。Ｓｂが過多であると粗い共晶Ｓｉが混在するようになり、Ｓｂ化合物が晶出して延性を低下させるおそれがある。なお、Ｓｒ、ＮａまたはＳｂが過少では、上述した有意義な効果が得られない。Ｓｒ、ＮａまたはＳｂは、一種だけでも十分であるが、２種以上が複合添加されてもよい。

《鋳造組織》
（１）本発明の鋳物は、微細に晶出した共晶Ｓｉやその他化合物が、初晶Ａｌと基地Ａｌ（相）の周囲をネットワーク状に取り巻く微細な鋳造組織を有する。

具体的にいうと、初晶Ａｌは花弁状に晶出しており、その周囲に共晶Ｓｉが微細に晶出している。また、Ａｌ基地相は、Ｓｉ、Ｍｇ、ＴｉまたはＺｒが固溶したり、化合物粒子（Ｍｇ化合物、Ｔｉ化合物、Ｚｒ化合物等）が析出したものとなっている。

このような鋳造組織は、例えば、初晶Ａｌの結晶粒径が２５０μｍ以下、２２５μｍ以下さらには２００μｍ以下であり、晶出相中における共晶Ｓｉの粒径が３．５μｍ以下さらには３μｍ以下であると好適である。

共晶Ｓｉの粒径は、熱処理した鋳物から切り出した試料を研磨し、光学顕微鏡を用いて撮影した組織画像を画像処理して算出する。具体的には、光学顕微鏡で撮影した×２００倍あるいは×4００倍の組織画像を画像処理装置（LUZEX）を用いて解析を行う。より具体的にいうと、その画像処理装置に搭載されている画像処理ソフトを用いて、組織画像に対して測定領域を決定し、領域内の共晶Ｓｉ部と基地Ａｌ部を２値化処理して分離する。その後、個々の共晶Ｓｉ粒子の最大長さを測定して、それらの相加平均値を算出して、共晶Ｓｉの粒径とする。

初晶Ａｌの結晶粒径は次のような手順によって測定する。熱処理した鋳物から切り出した試料を、鏡面まで研磨し、その研磨面に対して電解エッチングを行う。電解エッチングは、電解液としてバカー液を用いて、陰極にステンレス板、陽極に試料を結線して、直流電源で２０Ｖを印加して、６０〜１２０秒の通電（電解）を行う。この電解エッチング後、偏光顕微鏡により観察した組織を、倍率５０〜１００倍で撮影して、組織画像を得る。この組織画像を用いて、切片法により初晶Ａｌの結晶粒径を測定する。

（２）鋳造組織は、二次デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）：１０μｍ以上、２０μｍ以上さらには３０μｍ以上でもよい。このような鋳造組織は、上述したように、ダイカスト鋳造（例えば、冷却速度１００℃／ｓ以上）等よりも冷却速度が小さい低圧鋳造または重力鋳造（例えば、冷却速度１０℃／ｓ以下）された場合に得られる。本発明は、ダイカスト鋳造用のＡｌ合金またはダイカスト鋳物を必ずしも除くものではない。しかし、本発明のＡｌ合金を用いることにより、低圧鋳造や重力鋳造を行う場合でも、上述したように微細な鋳造組織からなり、強度および延性・靱性に優れた鋳物が得られる。

なお、ＤＡＳも、光学顕微鏡で観察した試料の鋳造組織の画像から得られる。組織画像を用いたＤＡＳの測定方法については、軽金属学会誌（デンドライトアームスペーシング測定手順：軽金属，38(1988），54）に記載されたデンドライトアームスペーシング測定手順の中の二次枝法に準じて行う。

《製造方法》
本発明の鋳物は、Ａｌ合金を鋳造して得られるが、強度と延性・靱性の両立を図るために、熱処理されると好ましい。鋳造自体は、重力鋳造、加圧鋳造、砂型鋳造若しくは金型鋳造等のいずれかによりなされる。熱処理は、通常、Ａｌ基地中に合金元素を十分にかつ均一的に固溶させるためになされる溶体化処理を行った後に、急冷（いわゆる焼入れ）してなされる。これにより鋳物の鋳造組織は、合金元素が過飽和に固溶した状態となる。急冷工程は、Ａｌ合金組成、鋳物の形態（肉厚等）等を考慮して、冷却媒体（水、温水、油等）や冷却方法（噴霧、浸漬等）が適宜選択される。溶体化工程後の鋳物を温水または油に浸漬して急冷すると、鋳物の割れ等を抑止できて好ましい。

急冷工程後の鋳物は、時効により、微細な化合物が析出して高強度化する。時効処理には自然時効もあるが、人工時効を行うことにより、効率的に安定した品質の鋳物が得られる。人工時効は、急冷工程後の鋳物を、例えば、１５０〜２２０℃で０．５〜５時間保持することにより行うとよい。このような一連の熱処理として、Ｔ６処理（ＪＩＳ）が代表的である。このように本発明のＡｌ合金または鋳物は、非熱処理型（ダイカスト鋳物等）よりも、熱処理型として適している。

《Ａｌ合金鋳物》
本発明の鋳物は、様々な用途や形態をとり得るが、代表的な用途は車両用タイヤホイールである。この他、本発明の鋳物は、機械的特性や耐食性に優れることから、例えば、サスペンション等の足回り部材、ホイール部材、シャーシ部材、サブフレーム部材、継手部材、アクチュエーター部材、ブレーキ部材、エンジン部材等の自動車用部材に利用されてもよい。

合金組成の異なる様々な試料（Ａｌ合金鋳物）を製作し、各試料について機械的特性の測定と鋳造組織の観察とを行った。これにより、合金組成、鋳造組織、機械的特性の相関を検討した。このような具体例を挙げつつ、以下に本発明をさらに詳しく説明する。

《試料の製造》
（１）鋳造
表１に示す各合金組成に配合された原料を７５０℃で溶解して、脱酸処理、共晶Ｓｉの改良処理（Ｓｒの添加／一部試料では省略）、脱ガス処理を順に行い、種々の溶湯を調製した。これらの溶湯を、７１０℃の大気雰囲気中で、３５０℃に予熱した舟型状の金型（ＪＩＳ４号）に注湯した後、大気中で自然冷却させて凝固させた（鋳造工程）。

（２）熱処理
こうして得られた各鋳物に対してＴ６熱処理（ＪＩＳ）を行った。具体的には、５３５℃×１００分間の溶体化処理をした後、５０℃の温水中に焼き入れをした。この後、１８５℃×６０分間の時効処理を行った。なお、溶体化処理および時効処理は、大気雰囲気中で行った。

《測定・観察》
熱処理後の各試料（鋳物）から、ＤＡＳが約３５μｍ相当の部位を切り出して、以下の引張試験と組織観察に供した。

（１）引張試験
引張試験は、オートグラフ（株式会社島津製作所製）により、クロスヘッド速度０．５ｍｍ／ｍｉｎとして行った。これにより、引張強さと伸びを求めた。また、０．２％耐力は、印加した荷重と歪ゲージにより得られた歪とから算出した応力−歪み曲線から求めた。さらに、各試料の上述した部位から製作したＵノッチ型試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４２に基づき衝撃試験を行った。こうして得られた各試料に係る機械的特性を表１に併せて示した。

（２）組織観察
各試料の上記部位から切り出した観察片を用いて、既述した方法により、その鋳造組織を観察した。なお、組織画像の解析処理には、株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸを用いた。こうして得られた各試料に係る初晶Ａｌの結晶粒径と共晶Ｓｉの粒径とを表１に併せて示した。

表１に示した試料１を光学顕微鏡で観察して得られた鋳造組織写真を図１Ａ〜図３Ｂに示した。図１Ａは鋳造後（熱処理前）の鋳造組織であり、図１Ｂはそれを拡大したものである。図２Ａは、同じ試料１の鋳造組織を、電解エッチングした後に偏光顕微鏡で観察して、より初晶Ａｌの粒形を鮮明にしたものである。図２Ｂはそれを拡大したものである。図３Ａは、同じ試料１の鋳物をＴ６熱処理した後の組織であり、図３Ｂはそれを拡大したものである。なお、図１Ａおよび図１Ｂを併せて単に「図１」、図２Ａおよび図２Ｂを併せて単に「図２」、図３Ａおよび図３Ｂを併せて単に「図３」という。

《評価》
（１）表１から明らかなように、本発明に係る合金組成からなる鋳物はいずれも、引張強さ：３３０ＭＰａ以上、０．２％耐力：２６０ＭＰａ以上、伸び：６％以上、衝撃値：３．５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、強度と延性または靱性とが高次元で両立していることがわかる。

一方、本発明とは異なる合金組成からなる鋳物は、強度と延性または靱性とが両立していない。例えば、試料Ｃ１は引張強さ・耐力が高いが、伸び・衝撃値が低くなっている。逆に、試料Ｃ２〜Ｃ６は伸び・衝撃値が高いが、引張強さ・耐力が低くなっている。試料Ｃ７は引張強さ・耐力・伸びは高いが、衝撃値が低くなっている。試料Ｃ８は、共晶Ｓｉの粒径が大きく、伸びおよび衝撃値が低くなっている。このように、本発明とは異なる合金組成からなる鋳物では、強度と延性・靱性との両立は困難である。なお、試料Ｃ４は、既述したＡＣ４ＣＨ合金（ＪＩＳ）と同組成の試料である。

（２）図２および図３から明らかなように、強度と延性または靱性とが両立された本発明に係る鋳物は、微細に分散した初晶Ａｌの周囲が微細な共晶Ｓｉ等により囲まれており、花弁状の鋳造組織となっていることがわかった。

Claims

全体を１００質量％（単に「％」という。）として、下記の組成を満たすことを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。
Ｓｉ：５〜８．５％、
Ｍｇ：０．３５〜０．７％、
Ｔｉ：０．０５〜０．３％、
Ｚｒ：０．０５〜０．４％、
ＴｉとＺｒの合計：０．２％以上、
次の範囲を満たすＳｒ、ＮａまたはＳｂの一種以上、
Ｓｒ：０．００３〜０．０５％、
Ｎａ：０．００１〜０．０３％、
Ｓｂ：０．００１〜０．２％
Ａｌ：残部
請求項１に記載の鋳造用アルミニウム合金からなり、下記の鋳造組織を有することを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
初晶Ａｌの結晶粒径：２５０μｍ以下、
共晶Ｓｉの粒径：３．５μｍ以下
前記鋳造組織は、二次デンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）が１０μｍ以上である請求項２に記載のアルミニウム合金鋳物。
車両用ホイールである請求項２または３に記載のアルミニウム合金鋳物。