JP6741208B2 - Hypereutectic Al-Si based aluminum alloy, cast member made of the same, and method for producing the aluminum alloy - Google Patents
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Description
本発明は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の製造方法に関するものである。 The present invention relates to a hypereutectic Al—Si based aluminum alloy, a cast member made of the same, and a method for producing the aluminum alloy.
軽量化、複雑形状の加工容易性、製造コスト低減等の点で有利なアルミニウム合金の鋳造部材は各種の部品に広く使用されている。特に自動車等では、ケースやカバー類の材料としてＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系のＪＩＳ ＡＣ４Ｂ、ＡＤＣ１２等が、また足回り部品やロードホイールの材料としてＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系のＪＩＳ ＡＣ４ＣＨ、ＡＤＣ３等が使用されているが、省エネルギーおよび燃費改善が要求されており、それらを構成するアルミニウム合金鋳造部材にも一層の軽量化および高品質化が望まれている。 Aluminum alloy cast members, which are advantageous in terms of weight reduction, easiness of processing of complicated shapes, reduction of manufacturing cost, etc., are widely used for various parts. Particularly in automobiles, Al-Si-Cu-Mg-based JIS AC4B, ADC12, etc. are used as materials for cases and covers, and Al-Si-Mg-based JIS AC4CH, ADC3, etc. are used as materials for undercarriage parts and road wheels. However, there is a demand for energy saving and improvement in fuel consumption, and further weight reduction and quality improvement are demanded for the aluminum alloy cast members constituting them.
近年は、熱処理の適正化やＣＡＥを活用した構造解析により、必要な強度を確保しつつ減肉や薄肉化することによって上記軽量化の要求に応じてきたが、以下に述べるように材料がもつ特性が原因で、さらなる軽量化要求に対応できる余地が少なくなってきている。 In recent years, through the optimization of heat treatment and structural analysis utilizing CAE, the demand for weight reduction has been met by reducing the thickness and reducing the thickness while ensuring the required strength. Due to the characteristics, there is less room to meet the demand for further weight reduction.
ケース、カバー類に多用されている上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、強度は十分あるものの、原子量が大きく耐食性を阻害する元素でもあるＣｕを含むため、過度に薄肉化すると腐食により気密性が損なわれやすくなるおそれがある。また、上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金は破断伸びが２．０％以下と延性が小さいので、変形能を要求される部材には適用し難く、適用範囲が限られている。 The Al-Si-Cu-Mg-based aluminum alloy, which is often used in cases and covers, has sufficient strength, but contains Cu, which has a large atomic weight and is also an element that hinders corrosion resistance, and therefore excessively thinning causes corrosion. Airtightness may be easily impaired. Further, since the Al-Si-Cu-Mg-based aluminum alloy has a small elongation at break of 2.0% or less, it is difficult to apply it to a member which is required to have deformability, and its application range is limited.
足回り部品やロードホイール等に適用されている上記Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金よりも延性が大きいため、変形能も大きい。そしてＣｕを実質的に含まないため耐食性が良好である。強度の指標である０．２％耐力も車両等に適用できる１００ＭＰａ以上あり、さらに熱処理によってさらに大きくすることが可能であるので、鋳造部材の軽量化のための薄肉設計が可能である。ところが、上記のアルミニウム合金は亜共晶組成でありヤング率が７６ＧＰａ以下のため、強度および延性を確保できても、薄肉にすると鋳造部材として必要な剛性を確保することができなくなってしまう。従って、さらなる薄肉設計での軽量化は困難になりつつある。 The Al-Si-Mg-based aluminum alloy applied to underbody parts, road wheels, and the like has a higher ductility than the Al-Si-Cu-Mg-based aluminum alloy, and therefore has a high deformability. And since it does not substantially contain Cu, the corrosion resistance is good. The 0.2% proof stress, which is an index of strength, is 100 MPa or more applicable to vehicles and the like, and can be further increased by heat treatment, so that a thin design for weight reduction of cast members is possible. However, since the above aluminum alloy has a hypoeutectic composition and a Young's modulus of 76 GPa or less, even if strength and ductility can be secured, if it is made thin, the rigidity required as a cast member cannot be secured. Therefore, it is becoming difficult to reduce the weight with a thinner design.
ヤング率の高いアルミニウム合金として過共晶Ａｌ-Ｓｉ系合金が注目されているが、初晶Ｓｉ粒子が粗大に晶出しやすく延性は著しく低い。過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の初晶Ｓｉを微細化する先行技術として、例えば特許文献１に、過共晶Ａｌ-Ｓｉ合金溶湯中のＰ含有量を１ｍａｓｓｐｐｍ以上、５０ｍａｓｓｐｐｍ以下に調整するとともに、金属Ｎａ又は金属Ｎａを含む金属Ｎａ合金部材を前記過共晶Ａｌ-Ｓｉ合金溶湯に添加する添加ステップを備えることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の製造方法と、アルミニウムマトリクス中に分散している初晶Ｓｉ粒子の平均粒径が１００μ未満であり、丸みを帯びた外郭形状に形成されている過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金が開示されている。
A hypereutectic Al—Si alloy has attracted attention as an aluminum alloy having a high Young's modulus, but primary crystal Si particles tend to coarsely crystallize, and the ductility is extremely low. As a prior art for refining primary crystal Si of a hypereutectic Al-Si alloy, for example, in
本発明者らは特許文献１に記載のようなＭｇ、ＰおよびＮａを含む過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金について、その組成、ミクロ組織および機械的性質との関係を検討したところ、Ｎａの添加を適切に行わないとアルミニウム合金に含有する水素が増大してしまい、その結果、気泡（ガス欠陥）が多数生じて、機械的性質、特に延性を確保しにくくなってしまうことがわかった。
The inventors of the present invention have studied the relationship between the composition, microstructure and mechanical properties of a hypereutectic Al-Si based aluminum alloy containing Mg, P and Na as described in
本発明は、微細な初晶Ｓｉ粒子を有し、高い強度と延性を有する過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金、及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金を製造するのに好適な製造方法を提供することを目的としている。 The present invention has fine primary crystal Si particles, a hypereutectic Al-Si-based aluminum alloy having high strength and ductility, a cast member made of the same, and a production method suitable for producing the aluminum alloy. It is intended to be provided.
本発明の一形態は、質量基準で、１２．６〜１６．０％のＳｉ、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、０．０５〜０．３％のＴｉ、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３であって、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであり、切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍを超え５μｍ以下であることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金である。 One form of the present invention is, on a mass basis, 12.6 to 16.0% Si, 0.1 to 0.6% Mg, 0.0001 to 0.0200% P, 0.0100 to 0. 0400% of Na, 0.05 to 0.3 percent of Ti, the balance being a l及 beauty unavoidable impurities, the hydrogen content per 100g is 0.05～1.0Cm 3 Tsu der hydrogen gas standards Te, the maximum width of the largest primary Si particles observed on the cut surface is 1～90Myuemu, characterized der Rukoto below 5μm beyond the average distance of the eutectic Si particles are observed on the cut surface is 0μm Is a hypereutectic Al-Si aluminum alloy.
さらに加えて、切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／ｍｍ２以下であることが好ましい。 In addition, it is preferable that the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more observed on the cut surface is 1/mm 2 or less.
また、本発明の過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金においては、破断伸びが５％以上、シャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。 Further, in the hypereutectic Al—Si based aluminum alloy of the present invention, it is preferable that the breaking elongation is 5% or more and the Charpy impact value is 15 J/cm 2 or more.
加えて、０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることが好ましい。 In addition, the 0.2% proof stress is preferably 100 MPa or more.
本発明の他の一形態は、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金からなる鋳造部材である。 Another embodiment of the present invention is a cast member made of the hypereutectic Al-Si based aluminum alloy of the present invention.
そして、本発明のさらに他の一形態は、脱水素処理工程とＮａ添加工程とを含み、前記Ｎａ添加工程の前に前記脱水素処理工程を実施して、質量基準で、１２．６〜１６．０％のＳｉ、０．１〜０．６％のＭｇ、０．０００１〜０．０２００％のＰ、０．０１００〜０．０４００％のＮａ、０．０５〜０．３％のＴｉ、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる溶湯を、前記Ｎａ添加工程の後の３０分以内に注湯して、６００℃から５８０℃の間の冷却速度を１５℃／ｓ以上で冷却し凝固させることにより、１００ｇあたりの含有水素量が水素ガス基準で０．０５〜１．０ｃｍ３ であって、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであり、切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍを超え５μｍ以下である過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金を製造する方法である。 Then, still another embodiment of the present invention includes a dehydrogenation treatment step and a Na addition step, wherein the dehydrogenation treatment step is performed before the Na addition step, and the mass reference is 12.6 to 16. 0.0% Si, 0.1-0.6% Mg, 0.0001-0.0200% P, 0.0100-0.0400% Na, 0.05-0.3% Ti, the molten metal and the balance being a l及 beauty unavoidable impurities, and poured within 30 minutes after the Na addition step, cooling the cooling rate between 580 ° C. from 600 ° C. at 15 ° C. / s or more coagulation the Rukoto is, a 0.05～1.0Cm 3 hydrogen content per 100g is hydrogen gas basis, the maximum width of the largest primary Si particles observed on the cut surface is 1～90Myuemu, the average distance of the eutectic Si particles are observed on the cut surface is a process for preparing der Ru hypereutectic Al-Si-based aluminum alloy below 5μm exceed 0 .mu.m.
本発明によれば、微細な初晶Ｓｉ粒子を有し、高い強度と延性を有する過共晶のＡｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金及びそれからなる鋳造部材、並びに前記アルミニウム合金の好適な製造方法が提供される。 According to the present invention, there is provided a hypereutectic Al-Si-based aluminum alloy having fine primary crystal Si particles, having high strength and ductility, a cast member made of the same, and a suitable method for producing the aluminum alloy. It
以下に、本発明を実施するための形態を、図表を参照しつつ詳細に説明する。 Hereinafter, modes for carrying out the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
（Ｍｇ）
ＭｇはＳｉとＭｇ２Ｓｉを形成し、引張強さと０．２％耐力を向上させる働きがある。この効果を得るには、Ｍｇは質量基準で０．１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｍｇは０．６％を超えて含有するとＭｇ２Ｓｉが過剰となり、破断伸びが低下する。また、Ｍｇ２Ｓｉは強固な電子化合物であり、それ自体が高いヤング率を有するため、アルミニウム合金のヤング率の向上にも寄与する。Ｍｇの含有量は質量基準で０．１〜０．６％とする。なお、好ましくは０．２〜０．４％であり、より好ましくは０．２５〜０．３５％である。以下、他の合金成分の成分値も質量基準とする。
(Mg)
Mg forms Si and Mg 2 Si and has a function of improving tensile strength and 0.2% proof stress. In order to obtain this effect, Mg is preferably contained in an amount of 0.1% or more based on the mass. However, when Mg exceeds 0.6%, Mg 2 Si becomes excessive and the elongation at break is reduced. Further, since Mg 2 Si is a strong electronic compound and has a high Young's modulus by itself, it also contributes to the improvement of the Young's modulus of the aluminum alloy. The content of Mg is 0.1 to 0.6% by mass. In addition, it is preferably 0.2 to 0.4%, and more preferably 0.25 to 0.35%. Hereinafter, the component values of other alloy components are also based on mass.
（Ｐ）
Ｐは過共晶Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金における初晶Ｓｉ粒子を微細化する効果がある。初晶Ｓｉ粒子を微細化させるために必要な含有量は０．０００１％（１ｐｐｍ）であり、これに満たない場合は初晶Ｓｉ粒子の微細化は困難である。また、０．０２００％（２００ｐｐｍ）を超えると初晶Ｓｉ粒子が粗大化するようになる。従ってＰの含有量は０．０００１％（１ｐｐｍ）〜０．０２００％（２００ｐｐｍ）である。好ましくは０．００２０％（２０ｐｐｍ）〜０．０１００％（１００ｐｐｍ）である。より好ましくは０．００２０％（２０ｐｐｍ）〜０．００５０％（５０ｐｐｍ）である。
(P)
P has an effect of refining primary crystal Si particles in a hypereutectic Al-Si-based aluminum alloy. The content necessary for refining the primary crystal Si particles is 0.0001% (1 ppm), and if the content is less than this, it is difficult to refine the primary crystal Si particles. Further, when it exceeds 0.0200% (200 ppm), the primary crystal Si particles become coarse. Therefore, the content of P is 0.0001% (1 ppm) to 0.0200% (200 ppm). It is preferably 0.0020% (20 ppm) to 0.0100% (100 ppm). It is more preferably 0.0020% (20 ppm) to 0.0050% (50 ppm).
（Ｎａ）
Ｎａはアルミニウム合金中のＳｉの拡散を抑制するため、Ｐの効果によって微細に晶出した初晶Ｓｉ粒子の成長を抑制する効果がある。このため、適当な量のＮａをＰと共にアルミニウム合金中に含有させることが好ましい。ただし、Ｎａ含有量が０．０４００％（４００ｐｐｍ）を超えると、Ｐ含有による初晶Ｓｉの微細化効果が低下するようになるので好ましくない。また、Ｎａはアルミニウム合金の共晶Ｓｉ粒子を微細化する効果もある。共晶Ｓｉ粒子を微細化するために必要なＮａ含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）であり、これに満たない場合は共晶Ｓｉ粒子が微細化しないために十分な機械的性質、特に延性を得ることが困難になる。このため、Ｎａの含有量は０．０１００％（１００ｐｐｍ）〜０．０４００％（４００ｐｐｍ）とする。好ましくは０．０１５０％（１５０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）であり、より好ましくは０．０１８０％（１８０ｐｐｍ）〜０．０３５０％（３５０ｐｐｍ）である。
(Na)
Since Na suppresses the diffusion of Si in the aluminum alloy, it has the effect of suppressing the growth of finely crystallized primary crystal Si particles due to the effect of P. Therefore, it is preferable to add an appropriate amount of Na together with P in the aluminum alloy. However, if the Na content exceeds 0.0400% (400 ppm), the effect of refining the primary crystal Si due to the P content will decrease, which is not preferable. Further, Na also has the effect of refining the eutectic Si particles of the aluminum alloy. The Na content necessary for refining the eutectic Si particles is 0.0100% (100 ppm), and if the Na content is less than this, sufficient mechanical properties, especially ductility, are obtained because the eutectic Si particles are not refined. Will be difficult to obtain. Therefore, the content of Na is set to 0.0100% (100 ppm) to 0.0400% (400 ppm). It is preferably 0.0150% (150 ppm) to 0.0350% (350 ppm), and more preferably 0.0180% (180 ppm) to 0.0350% (350 ppm).
Ｎａのアルミニウム合金への添加方法はＮａのハロゲン化物を含有するフラックスをアルミニウム合金溶湯（以下、溶湯ともいう。）の表面に撒いて撹拌する方法だけでなく、アルミニウムまたはアルミニウム合金で金属ナトリウムを密封した形態のＮａ添加剤を、溶湯に浸漬して添加する方法などがある。なお、Ｎａは雰囲気中の水分（Ｈ２Ｏ）から酸素（Ｏ）を奪うことによって酸化減耗するため、溶湯に添加してからの経過時間が過大になると、共晶Ｓｉ粒子の微細化効果を得にくくなる。加えて、雰囲気中の水分がＮａに還元されて生じる水素ガス（Ｈ２）が溶湯に多量に溶解して、これが鋳造後に多数の気泡として出現するようになりアルミニウム合金の機械的性質を損ねる原因となる。Ｎａは添加するときの溶湯の温度が高いほど効率よく溶湯に溶け込む傾向がある。しかし一方で、溶湯が高温であるほど上述した酸化減耗が急速に進行し、水素ガスの溶湯への溶け込みも助長されてしまう。このため、Ｎａを溶湯に添加する溶湯温度と添加方法、およびその時期を適切にすることが望ましい。特にＮａの添加後に後述する脱ガス処理を行うと、Ｎａの酸化減耗が助長されるだけでなく脱ガス効率も低下しやすくなるので好ましくない。また、鋳造にあたっては、Ｎａの溶湯へ溶け込みが十分に達した時期のできるだけ早期に行うことが好ましい。 The method of adding Na to the aluminum alloy is not only a method of sprinkling a flux containing a halide of Na on the surface of a molten aluminum alloy (hereinafter, also referred to as molten metal) and stirring, but also sealing metallic sodium with aluminum or an aluminum alloy. There is a method in which the Na additive having the above-mentioned form is added by immersing it in a molten metal. Since Na is oxidized and depleted by removing oxygen (O) from moisture (H 2 O) in the atmosphere, if the elapsed time after addition to the molten metal becomes excessive, the effect of refining the eutectic Si particles will be reduced. Hard to get. In addition, a large amount of hydrogen gas (H 2 ) generated by reducing the moisture in the atmosphere to Na is dissolved in the molten metal and appears as a large number of bubbles after casting, which impairs the mechanical properties of the aluminum alloy. Becomes The higher the temperature of the molten metal when Na is added, the more efficiently Na tends to dissolve into the molten metal. On the other hand, however, the higher the temperature of the molten metal, the more rapidly the above-described oxidative wear progresses, which promotes the penetration of hydrogen gas into the molten metal. Therefore, it is desirable to appropriately set the temperature of the molten metal for adding Na to the molten metal, the method for adding the molten metal, and the timing. In particular, if the degassing treatment described below is performed after the addition of Na, not only the oxidation loss of Na is promoted but also the degassing efficiency tends to decrease, which is not preferable. Further, it is preferable that the casting is carried out as early as possible when the melting of Na into the molten metal has sufficiently reached.
（Ｓｉ）
Ｓｉはそのアルミニウム合金中の含有量の増加に伴って、アルミニウム合金のヤング率を高める元素である。また、Ａｌに対しての共晶元素であるため、鋳造性を良好にする元素である。特に共晶組成である１２．６％を超える、すなわち過共晶になると、共晶Ｓｉだけでなく初晶Ｓｉも晶出しやすくなる。これらの晶出Ｓｉは高いヤング率をもつだけでなく、アルミニウム合金の母相（α相）よりも低密度であるため、アルミニウム合金全体の質量に対するヤング率の比、すなわち比剛性の向上にも寄与する。このため、剛性を確保しつつ鋳造部材の軽量化を一層図ることができる。Ｓｉ含有量は、過共晶となる１２．６％以上であるとヤング率を７６ＧＰａ以上に確保できるので好ましい。好ましくは１２．８％以上、より好ましくは１２．８〜１６％、さらにより好ましくは１２．８〜１４％である。
(Si)
Si is an element that increases the Young's modulus of the aluminum alloy as the content of the aluminum alloy increases. Further, since it is a eutectic element for Al, it is an element that improves the castability. In particular, when the eutectic composition exceeds 12.6%, that is, when hypereutectic, not only eutectic Si but also primary Si is likely to crystallize. These crystallized Si not only have a high Young's modulus, but also have a lower density than the parent phase (α phase) of the aluminum alloy, so that the ratio of the Young's modulus to the mass of the entire aluminum alloy, that is, the specific rigidity can be improved. Contribute. Therefore, the weight of the cast member can be further reduced while ensuring the rigidity. It is preferable that the Si content is 12.6% or more, which is hypereutectic, because the Young's modulus can be secured to 76 GPa or more. It is preferably 12.8% or more, more preferably 12.8 to 16%, and even more preferably 12.8 to 14%.
（Ｔｉ）
Ｔｉは結晶粒を微細化させてアルミニウム合金の強度および延性を向上させるのみならず、アルミニウム合金溶湯が凝固収縮する際に発生する応力に抗して鋳造割れを防止する作用を有する。必須ではないが、これらの作用を効果的に発揮させるためには、Ｔｉを質量基準で０．０５％以上含有させるのが好ましい。高純度Ａｌ地金に不可避的不純物として含まれるＴｉは０．０５％未満であるので、高純度Ａｌ地金を原料に用いる場合、上記の効果を得るためにはＴｉを付加的に含有させる必要がある。ただし、Ｔｉの含有量が０．３％を超えるとＡｌ−Ｔｉ系の金属間化合物が晶出し、アルミニウム合金の延性はかえって低下するので、Ｔｉを付加的に含有させる場合は０．０５〜０．３％とし、より好ましくは０．１〜０．３％とする。また例えば、Ｔｉ源として、展伸材の６０００系合金、ＡＣ４ＣＨ合金等のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金等を使用とした場合、通常不可避的不純物として０．０５％以上のＴｉが混入してくるので、それに応じて付加的に含有させるＴｉ量を調節するのが好ましい。
(Ti)
Ti not only improves the strength and ductility of the aluminum alloy by refining the crystal grains, but also acts to prevent casting cracks against the stress generated when the molten aluminum alloy solidifies and shrinks. Although not essential, it is preferable that Ti is contained in an amount of 0.05% or more by mass in order to effectively exhibit these effects. Since Ti contained as an unavoidable impurity in the high-purity Al ingot is less than 0.05%, when using the high-purity Al ingot as a raw material, it is necessary to additionally contain Ti in order to obtain the above effect. There is. However, when the content of Ti exceeds 0.3%, the Al-Ti-based intermetallic compound crystallizes, and the ductility of the aluminum alloy rather decreases. Therefore, when Ti is additionally contained, it is 0.05 to 0. 0.3%, and more preferably 0.1 to 0.3%. Further, for example, when a 6000 series alloy of wrought material, aluminum alloy scrap material such as AC4CH alloy, low-purity Al ingot, etc. are used as the Ti source, 0.05% or more of Ti is usually mixed as unavoidable impurities. Therefore, it is preferable to adjust the amount of Ti to be additionally contained accordingly.
（不可避的不純物）
リサイクルの観点から、６０００系合金やその他のアルミニウム合金のスクラップ材、低純度Ａｌ地金等を溶解原料として多量に使用する場合があり、上述した以外の元素が不可避的不純物として混入する可能性がある。これらの不純物元素については、例えば検出限界以下に低減することは多大なコストアップの要因となるので、本発明の目的を阻害しない含有範囲であれば許容されるものとする。基本的にはＪＩＳ規格等に沿った各不純物の許容含有量とすればよく、本発明においては、０．１０％以下のＣｕ、０．１０％以下のＺｎ、０．１７％以下のＦｅ、０．１０％以下のＭｎ、０．０５％以下のＮｉ、０．０５％以下のＣｒ、０．０５％以下のＰｂおよび０．０５％以下のＳｎとするのが好ましい。特にＣｕは耐食性を低下させ、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物またはＭｎと共にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成して延性の低下をきたすので、上記の値を超えたＣｕおよびＦｅを含有させるのは好ましくない。
(Inevitable impurities)
From the viewpoint of recycling, scrap materials of 6000 series alloys and other aluminum alloys, low-purity Al ingots, etc. may be used in large amounts as melting raw materials, and elements other than those mentioned above may be mixed as unavoidable impurities. is there. For these impurity elements, for example, reducing below the detection limit causes a great increase in cost, so the content range that does not impair the object of the present invention is allowed. Basically, the permissible content of each impurity may be in accordance with JIS standards, and in the present invention, 0.10% or less of Cu, 0.10% or less of Zn, 0.17% or less of Fe, Preferably, Mn is 0.10% or less, Ni is 0.05% or less, Cr is 0.05% or less, Pb is 0.05% or less, and Sn is 0.05% or less. In particular, Cu lowers the corrosion resistance, and Fe forms an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound together with the Al—Fe—Si based intermetallic compound or Mn to cause a decrease in ductility. It is not preferable to contain excess Cu and Fe.
（含有水素量）
大気中、ガス炉等に由来する燃焼ガス、溶解炉、保持炉を構成する耐火物、およびその他の雰囲気中の水分がＡｌと反応して水素ガスが生成され、これがアルミニウム合金溶湯中に溶け込むため、アルミニウム合金は水素を含有する。さらに前述したように、Ｎａを溶湯に添加してからの経過時間が過大になると、溶湯への水素の溶け込みが助長される。水素を多量に含んだアルミニウム合金溶湯は、凝固する際に固溶しきれない水素が気体として放出されるが、その一部が鋳造部材中に留って気泡として残留するため、機械的性質、特に破断伸びや衝撃値の低下をもたらす。また、溶体化熱処理を施した場合、過飽和に溶解している水素が粗大な気泡となって鋳造部材中に再び現れることもある。このような有害な気泡を抑制するために必要な含有水素量は、水素ガス基準でアルミニウム合金１００ｇあたり０．０５〜１．０ｃｍ３（以下、単位をｃｍ３／１００ｇＡｌと表記することがある。）である。すなわち、１．０ｃｍ３／１００ｇＡｌを超えると気泡により機械的性質、特に破断伸びや衝撃値が低下するので好ましくない。また、後述する実用的な脱ガス処理方法では０．０５ｃｍ３／１００ｇＡｌ未満にすることは困難であって生産上好ましくない。好ましい含有水素量は０．０５〜０．５ｃｍ３／１００ｇＡｌであり、より好ましくは０．０５〜０．３ｃｍ３／１００ｇＡｌである。なお、凝固したアルミニウム合金の含有水素量は、真空溶融抽出法など公知の方法で測定することができる。
(Amount of contained hydrogen)
In the atmosphere, the combustion gas derived from the gas furnace, the melting furnace, the refractories forming the holding furnace, and the moisture in the other atmosphere react with Al to generate hydrogen gas, which melts into the molten aluminum alloy. The aluminum alloy contains hydrogen. Further, as described above, if the elapsed time from the addition of Na to the molten metal becomes too long, the dissolution of hydrogen into the molten metal is promoted. Aluminum alloy molten metal containing a large amount of hydrogen, hydrogen that is not completely dissolved when solidified is released as a gas, but a part of it remains in the cast member and remains as bubbles, mechanical properties, In particular, it causes elongation at break and reduction in impact value. In addition, when solution heat treatment is performed, hydrogen that is dissolved in supersaturation may reappear in the cast member as coarse bubbles. Such hydrogen content required to suppress an undesirable bubbles, aluminum alloy 100g per 0.05～1.0Cm 3 with hydrogen gas standards (hereinafter, sometimes the unit denoted as cm 3/100 gal. ). That is, if it exceeds 1.0 cm 3 /100 g Al, bubbles are not preferable because mechanical properties, particularly elongation at break and impact value are lowered. In addition, it is difficult to reduce the pressure to less than 0.05 cm 3 /100 gAl by a practical degassing method described later, which is not preferable in production. The preferred hydrogen content is 0.05 to 0.5 cm 3 /100 g Al, and more preferably 0.05 to 0.3 cm 3 /100 g Al. The hydrogen content of the solidified aluminum alloy can be measured by a known method such as a vacuum melting extraction method.
含有水素量を低減する方法のひとつは、溶湯の段階で十分に脱ガス処理（脱水素処理）を行うことである。すなわち、アルゴンガスを溶湯に吹き込む方法や、ハロゲン化合物を含むフラックスを溶湯に添加して撹拌するなどの公知の方法を用いることができる。脱ガス処理の時期は、前述したようにＮａ添加の前に実施することが望ましい。また、脱ガス処理後の水素ガスの再溶解を避けるために、前述したように、Ｎａ添加後の鋳造は可能な限り早期に行うことが好ましい。 One of the methods for reducing the amount of hydrogen contained is to sufficiently perform degassing treatment (dehydrogenation treatment) at the stage of molten metal. That is, a known method such as a method of blowing argon gas into the molten metal or a method of adding a flux containing a halogen compound to the molten metal and stirring the mixture can be used. It is desirable that the degassing treatment be performed before the addition of Na as described above. Further, in order to avoid re-dissolution of hydrogen gas after the degassing treatment, as described above, it is preferable that the casting after the addition of Na is performed as early as possible.
（最大の初晶Ｓｉ粒子とその最大幅）
過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金において、初晶Ｓｉ粒子が粗大であると機械的性質、特に延性が阻害されるので好ましくない。引張応力や衝撃力に対しては、少数であっても、初晶Ｓｉ粒子が粗大であるほど脆弱になる。初晶Ｓｉ粒子の大きさは、切断面に観察される最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅が１〜９０μｍであることが好ましい。
(Maximum primary Si particles and their maximum width)
In the hypereutectic Al-Si based aluminum alloy, if the primary crystal Si particles are coarse, mechanical properties, particularly ductility are impaired, which is not preferable. Even if the number is small, the larger the primary crystal Si particles are, the more vulnerable they are to tensile stress and impact force. Regarding the size of the primary crystal Si particles, the maximum width of the maximum primary crystal Si particles observed on the cut surface is preferably 1 to 90 μm.
ここで最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅の定義を図面を参照しつつ説明する。図２は過共晶Ａｌ-Ｓｉ系アルミニウム合金の初晶Ｓｉ粒子と共晶Ｓｉ粒子を示すミクロ組織の一例である。図２の視野を第１の視野とよぶことにすると、図３は第１の視野における一の初晶Ｓｉ粒子１の近傍の領域Ｘ１を拡大した図である。図３において初晶Ｓｉ粒子１の輪郭上の最も離間した２点間の長さＷ１を、初晶Ｓｉ粒子１の最大幅Ｗ１と定義する。そして、第１の視野に観察される他の初晶Ｓｉ粒子（例えば、図２における初晶Ｓｉ粒子１１）についても同様に最大幅を測定して比較して、第１の視野における最も大きな最大幅をもつものが初晶Ｓｉ粒子１であるとき、第１の視野における最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅はＷ１であると定義する。以下、他の任意の第２の視野、第３の視野、・・・、第Ｎの視野についても同様に測定し、各視野における最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅がＷ２、Ｗ３、・・・、ＷＮであった場合、Ｗ１、Ｗ２、Ｗ３、・・・、ＷＮのうち最も大きい値を有する初晶Ｓｉ粒子を最大の初晶Ｓｉ粒子と定義し、その最大幅を最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅Ｗｐと定義する。観察する倍率にもよるが、視野数Ｎは多い方がＷｐの値はより確からしくなるので好ましい。視野数Ｎは３以上が好ましく、より好ましくは５以上である。
Here, the definition of the maximum width of the maximum primary Si particles will be described with reference to the drawings. FIG. 2 is an example of a microstructure showing primary crystal Si particles and eutectic Si particles of a hypereutectic Al—Si based aluminum alloy. When the field of view of FIG. 2 is called a first field of view, FIG. 3 is an enlarged view of a region X1 in the vicinity of one primary
（共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離）
Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の機械的性質は共晶Ｓｉ粒子の大きさと分布によっても大きく左右される。共晶Ｓｉ粒子が微細かつ密に分散しているほど強度および延性、靭性が大きくなるので好ましい。ここで、共晶Ｓｉ粒子とは粒子状の形態のみをいうのではなく、円形状、楕円形状、板状、棒状、樹枝状、その他の形態も含む。
(Average distance between eutectic Si particles)
The mechanical properties of Al-Si-based aluminum alloys are also greatly influenced by the size and distribution of eutectic Si particles. It is preferable that the eutectic Si particles are finely and densely dispersed because the strength, the ductility, and the toughness increase. Here, the eutectic Si particles are not limited to a particulate form, but include a circular form, an elliptical form, a plate form, a rod form, a dendrite form, and other forms.
共晶Ｓｉ粒子が微細かつ密に分散している状態は、例えば共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離で表すことができる。ここで、共晶Ｓｉ粒子同士の距離とは、切断面に観察される一の共晶Ｓｉ粒子の輪郭と、該共晶Ｓｉ粒子の近傍にある他の共晶Ｓｉ粒子の輪郭との間の距離である。次に、切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離の測定方法を、図面を参照しつつ説明する。図４は図２に示す領域Ｘ２を拡大したものであり、共晶Ｓｉ粒子同士の距離の測定方法を説明する図である。まず、予め長さを定めた任意の線分３を複数の共晶Ｓｉを横切るように引く。図４の例では組織写真上で５０μｍに相当する長さの線分３としている。この線分３と、線分３が横切る３つの共晶Ｓｉ粒子２１、２２、２３の輪郭との交点をｓ１、ｓ２、・・・、ｓ６とするとき、ｓ２とｓ３との距離ｄ１を共晶Ｓｉ粒子２１と２２との距離とし、ｓ４とｓ５との距離ｄ２を共晶Ｓｉ粒子２２と２３との距離として測定する。以下、このようにして線分３を複数引いて共晶Ｓｉ粒子同士の距離を測定し、これらの平均値を共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離と定義する。なお、線分３の長さは共晶Ｓｉ粒子を３個以上横切る長さとすることが好ましく、より好ましくは５個以上とする。また線分３は３本以上引いて測定することが好ましく、また線分の方向も観察面上において縦、横、斜めの任意の方向で引くことが好ましい。さらに、１視野だけでなく複数の視野において測定し、それらの平均値を採用することがより確からしい値を得ることができて好ましい。測定する際の倍率は、観察される共晶Ｓｉ粒子の大きさや分布に応じて任意に設定してよい。また、光学顕微鏡では解像度が不足する場合は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）など、より高倍率の顕微鏡で観察すれば、より正確な値を得ることができる。
The state in which the eutectic Si particles are finely and densely dispersed can be represented by, for example, the average distance between the eutectic Si particles. Here, the distance between the eutectic Si particles means the distance between the contour of one eutectic Si particle observed on the cut surface and the contour of another eutectic Si particle in the vicinity of the eutectic Si particle. It is a distance. Next, a method for measuring the average distance between the eutectic Si particles observed on the cut surface will be described with reference to the drawings. FIG. 4 is an enlarged view of the region X2 shown in FIG. 2 and is a diagram illustrating a method for measuring the distance between the eutectic Si particles. First, an
共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離は、５μｍを超えると破断伸びが低下するので好ましくない。従って共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離は０μｍを超え５μｍ以下とする。ここで、共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離が０μｍ、すなわち切断面に観察される共晶Ｓｉ粒子の全てが周囲の共晶Ｓｉ粒子と互いに隣接し合う形態は、金属学的にあり得ないので除外される。 If the average distance between the eutectic Si particles exceeds 5 μm, the elongation at break decreases, which is not preferable. Therefore, the average distance between the eutectic Si particles is more than 0 μm and 5 μm or less. Here, the average distance between the eutectic Si particles is 0 μm, that is, a form in which all of the eutectic Si particles observed on the cut surface are adjacent to the surrounding eutectic Si particles is metallurgically impossible. Excluded.
なお、この測定方法によれば、共晶Ｓｉ粒子の平均粒径も定義することができる。すなわち図４において、ｓ１とｓ２との距離を共晶Ｓｉ粒子２１の粒径、ｓ３とｓ４との距離を共晶Ｓｉ粒子２２の粒径、ｓ５とｓ６との距離を共晶Ｓｉ粒子２３の粒径、と定義しこれらの平均値を共晶Ｓｉ粒子の平均粒径として算出できる。もちろん、上述した共晶Ｓｉ同士の平均距離の算出方法と同様に、線分３を複数、好ましくは任意の方向で引いて測定し、またこれを複数の視野で行った平均値を採用すれば、より確からしい値が得ることができる。
According to this measuring method, the average particle size of the eutectic Si particles can also be defined. That is, in FIG. 4, the distance between s1 and s2 is the particle diameter of the
（気泡の数）
切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上気泡の数が１個／ｍｍ２を超えると、機械的性質、特に破断伸びと衝撃値が低下するので好ましくない。従って、切断面に観察される円相当径で２０μｍ以上の気泡の数が１個／mm２以下であることが好ましい。なお、円相当径で２０μｍ以上の気泡が観察されない場合の気泡の数は０個／ｍｍ２として測定される。図５は円相当径で２０μｍ以上の気泡４が観察された視野の一例を示すミクロ組織写真である。
(Number of bubbles)
When the number of bubbles of 20 μm or more in the equivalent circle diameter observed on the cut surface exceeds 1/mm 2 , the mechanical properties, particularly the elongation at break and the impact value decrease, which is not preferable. Therefore, it is preferable that the number of bubbles having a circle-equivalent diameter of 20 μm or more observed on the cut surface is 1/mm 2 or less. The number of bubbles is measured as 0/mm 2 when bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more are not observed. FIG. 5 is a microstructure photograph showing an example of a visual field in which bubbles 4 having a circle equivalent diameter of 20 μm or more are observed.
気泡の数の測定方法は、切断面の１視野に観察される円相当径２０μｍ以上の気泡の数を測定する方法とし、この方法で任意の５視野について測定した値の平均値とする。気泡の大きさは画像解析装置等を用いて計測できる。なお、鋳造部材の空洞欠陥の種類には気泡の他に引け巣もある。ただし、引け巣の内面にはデンドライトの凹凸が観察されるのに対して、気泡の内面にはデンドライトの凹凸は観察されないので、これらは容易に識別し、区別できる。 The method for measuring the number of bubbles is to measure the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more observed in one visual field of the cut surface, and use the average value of the values measured in any five visual fields by this method. The size of bubbles can be measured using an image analysis device or the like. In addition to air bubbles, there are shrinkage cavities as types of cavity defects in the cast member. However, since the concavity and convexity of the dendrites are observed on the inner surface of the shrinkage cavity, the concavity and convexity of the dendrites are not observed on the inner surface of the bubbles, and therefore these can be easily identified and distinguished.
（破断伸び）
引張試験における破断伸び（以下、伸びともいう。）は５％以上であることが好ましい。伸びが５％以上であれば、例えば自動車用部品として必要な延性が確保される。好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上、さらに好ましくは１２％以上である。伸びを高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、破断伸びは強度、例えば後述する０．２％耐力と背反する性質があるので、破断伸びを２５％超とすると０．２％耐力が不足するので好ましくない。従って破断伸びは２５％以下、好ましくは２０％以下である。
(Elongation at break)
The breaking elongation (hereinafter also referred to as elongation) in the tensile test is preferably 5% or more. When the elongation is 5% or more, the ductility required for automobile parts is ensured. It is preferably at least 7%, more preferably at least 10%, further preferably at least 12%. As a method for increasing elongation, various heat treatments such as T4 heat treatment for solution treatment, T5 heat treatment for aging treatment only, T6 heat treatment for combining solution treatment and aging treatment, or T7 heat treatment for overaging treatment in T6 heat treatment are performed. It can be carried out. However, since the elongation at break has a property that is contrary to the strength, for example, 0.2% proof stress described later, if the breaking elongation exceeds 25%, the 0.2% proof stress becomes insufficient, which is not preferable. Therefore, the elongation at break is 25% or less, preferably 20% or less.
（シャルピー衝撃値）
衝撃値は、無ノッチの試験片におけるシャルピー衝撃試験で１５Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。この値に満たない場合は例えば自動車用足回り部品には採用され難い。また、自動車用ロードホイールに適用するためには２０Ｊ／ｃｍ２以上が好ましく、より好ましくは２５Ｊ／ｃｍ２以上である。シャルピー衝撃値（以下、衝撃値ともいう。）を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、または溶体化処理と過時効処理とを組み合わせるＴ７熱処理などを実施してもよい。
(Charpy impact value)
The impact value is preferably 15 J/cm 2 or more in the Charpy impact test on the unnotched test piece. If the value is less than this value, it is difficult to use it as an underbody part for automobiles, for example. Further, in order to be applied to a road wheel for automobiles, it is preferably 20 J/cm 2 or more, more preferably 25 J/cm 2 or more. As a method of increasing the Charpy impact value (hereinafter, also referred to as an impact value), T4 heat treatment for performing solution treatment, T5 heat treatment for performing only aging treatment, T6 heat treatment for combining solution treatment and aging treatment, or solution treatment You may implement T7 heat processing etc. which combine with overaging treatment.
（０．２％耐力）
強度の指標として、引張試験における０．２％耐力（以下、耐力ともいう。）は１００ＭＰａ以上であることが好ましい。１００ＭＰａに満たない場合は、特に自動車用の鋳造部材として必要な強度を確保しにくいため好ましくない。特に自動車用足回り部品に採用されるためには、耐力は１２０ＭＰａ以上であることが好ましく、自動車用ロードホイールに採用されるためには１６０ＭＰａ以上がより好ましく、さらにより好ましくは１８０ＭＰａ以上である。耐力を高める方法として、溶体化処理を施すＴ４熱処理、時効処理のみを施すＴ５熱処理、溶体化処理と時効処理とを組み合わせるＴ６熱処理、またはＴ６熱処理において過時効処理を施すＴ７熱処理など、各種熱処理を実施することができる。ただし、０．２％耐力は前述したように破断伸びと背反する性質があるので、０．２％耐力を３００ＭＰａ超とすると破断伸びが不足するので好ましくない。従って０．２％耐力は３００ＭＰａ以下、好ましくは２８０ＭＰａ以下である。
(0.2% proof stress)
As an index of strength, 0.2% proof stress (hereinafter, also referred to as proof stress) in a tensile test is preferably 100 MPa or more. If it is less than 100 MPa, it is difficult to secure the strength required as a cast member for automobiles in particular, which is not preferable. In particular, the proof stress is preferably 120 MPa or more in order to be adopted in the undercarriage parts for automobiles, more preferably 160 MPa or more, still more preferably 180 MPa or more in order to be adopted in the road wheels for automobiles. As a method for increasing the yield strength, various heat treatments such as T4 heat treatment for solution treatment, T5 heat treatment for aging treatment only, T6 heat treatment for combining solution treatment and aging treatment, or T7 heat treatment for overaging treatment in T6 heat treatment are performed. It can be carried out. However, since 0.2% proof stress has a property contrary to the elongation at break as described above, if the 0.2% proof stress exceeds 300 MPa, the elongation at break becomes insufficient, which is not preferable. Therefore, the 0.2% proof stress is 300 MPa or less, preferably 280 MPa or less.
（鋳造部材）
本発明の鋳造部材は、重力鋳造法、低圧鋳造法、高圧鋳造法、ダイカスト鋳造法等の公知の鋳造法により製造したものであり、特に今後さらなる薄肉軽量化が要求される車両等の構成部品に好適である。例えば自動車や自動二輪車のロードホイール、シャシ部材、パワートレイン部材（スペースフレーム、ステアリングホイールの芯金、シートフレーム、サスペンションメンバー、エンジンブロック、シリンダヘッドカバー、チェーンケース、ミッションケース、オイルパン、プーリ、シフトレバー、インスツルメントパネル、吸気用サージタンク、ペダルブラケット等）等に使用するのに適している。
(Casting member)
The cast member of the present invention is manufactured by a known casting method such as a gravity casting method, a low pressure casting method, a high pressure casting method, and a die casting method. Suitable for For example, road wheels of automobiles and motorcycles, chassis members, power train members (space frames, cores of steering wheels, seat frames, suspension members, engine blocks, cylinder head covers, chain cases, mission cases, oil pans, pulleys, shift levers) , Instrument panels, intake surge tanks, pedal brackets, etc.).
（冷却速度）
鋳造にあたっては溶湯の冷却速度を大きくすることが好ましい。冷却速度が大きいほど、初晶Ｓｉ粒子は小さく、また共晶Ｓｉ粒子も緻密になるので、強度および延性をより高めることができる。特に初晶Ｓｉが晶出し始める温度から共晶温度までの温度範囲の冷却速度を大きくすることが好ましく、例えば６００℃から５８０℃までの冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度を大きくする手段としては、鋳造部材の形状を薄肉にする、鋳型を冷却する、鋳型と溶湯との密着度を高めて鋳型への抜熱を促進する等の方法を適用することができる。
(Cooling rate)
In casting, it is preferable to increase the cooling rate of the molten metal. The higher the cooling rate, the smaller the primary crystal Si particles and the denser the eutectic Si particles, so that the strength and ductility can be further increased. In particular, it is preferable to increase the cooling rate in the temperature range from the temperature at which the primary crystal Si begins to crystallize to the eutectic temperature, and for example, the cooling rate from 600° C. to 580° C. is preferably 15° C./s or more. As a means for increasing the cooling rate, methods such as thinning the shape of the casting member, cooling the mold, and enhancing the adhesion between the mold and the molten metal to promote heat removal to the mold can be applied. ..
［実施例］
次に、本発明の実施例を図および表を参照しつつさらに詳細に説明する。なお、本発明はこれらに限定されるものではない。
[Example]
Next, embodiments of the present invention will be described in more detail with reference to the drawings and tables. The present invention is not limited to these.
（溶解）
後述する各実施例の溶解工程は共通の方法とした。すなわち、原料として工業用の純Ａｌ、純Ｓｉ、純Ｍｇおよび必要に応じて含有させる金属元素を含むＡｌ母合金を黒鉛製るつぼに装入し、るつぼの外側から電気ヒータで加熱する方式の電気炉を用いて大気中で溶解して溶湯を得た。溶解温度は表２におけるＰ添加の溶湯温度に示す値とした。また、溶解量は各実施例とも３５〜４０ｋｇの範囲とした。
(Dissolution)
The dissolution process in each of the examples described below was a common method. In other words, an industrial method in which pure Al, pure Si, pure Mg for industrial use as a raw material, and an Al mother alloy containing a metal element to be contained as necessary are charged into a graphite crucible and heated by an electric heater from the outside of the crucible. A molten metal was obtained by melting in the atmosphere using a furnace. The melting temperature was the value shown in Table 2 for the temperature of the molten metal with P added. In addition, the amount of dissolution was set in the range of 35 to 40 kg in each example.
（Ｐの添加）
添加するＰの形態として粉末状の赤リンを用いた。溶湯１ｋｇあたり０．７５ｇの赤リンをアルミニウム箔に包んだ状態で、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｐ添加時の溶湯温度は表２に示す値とした。
(Addition of P)
Powdered red phosphorus was used as the form of P to be added. 0.75 g of red phosphorus per 1 kg of molten metal was added by being immersed in the molten metal using a phosphorizer in a state of being wrapped in aluminum foil. The temperature of the molten metal when P was added was the value shown in Table 2.
（脱ガス処理）
Ｐを添加して０．５ｈ後に、フラックス（商品名Ｎ４０８Ｈ、日本金属化学（株）製）処理を行って溶湯の清浄度を高める操作を行い、次いでＡｒガスを溶湯中に吹き込むバブリング操作で脱ガス処理を行った。溶湯中の水素量は、プロトン導電性セラミックスセンサーによる方法（ＴＹＫ社製、ＮＯＴＯＲＰ ＫＹＨＳ−Ａ２型）で計測し、０．１５ｃｍ３／１００ｇＡｌ以下となるまで脱ガス処理を行った。脱ガス処理に要する時間も含めて、Ｐ添加からＮａ添加までの溶湯保持時間は表２のＰ添加の保持時間に示す値とした。
(Degassing treatment)
After 0.5 hours from the addition of P, a flux (trade name N408H, manufactured by Nippon Metal Chemical Co., Ltd.) treatment is performed to increase the cleanliness of the molten metal, and then degassing is performed by bubbling operation in which Ar gas is blown into the molten metal. Gas treatment was performed. The amount of hydrogen in the molten metal was measured by a method using a proton conductive ceramics sensor (manufactured by TYK, NOTORP KYHS-A2 type), and degassed until 0.15 cm 3 /100 g Al or less. The molten metal holding time from P addition to Na addition, including the time required for the degassing treatment, was the value shown in Table 2 for the P addition holding time.
（Ｎａの添加）
脱ガス処理の後にＮａを添加した。Ｎａはアルミニウム缶に封入された金属Ｎａ（商品名ナバック、フォセコ社製、以下缶入りＮａともいう。）を用いた。添加量は缶入りＮａ（１個あたりのＮａ量が２５ｇ）をアルミニウム箔で包み、これを２個、フォスフォライザを用いて溶湯中に浸漬することにより添加した。Ｎａ添加時の溶湯温度およびＮａ添加後から注湯までの保持時間は表２に示す条件とした。鋳造直前における各実施例の溶湯の合金成分は表１に示す値であった。なお、合金成分の分析には固体発光分光分析装置（ＴｈｅｒｍｏＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製）を使用した。
(Addition of Na)
Na was added after degassing. As Na, a metal Na (trade name: Nabac, manufactured by Foseco Co., Ltd., hereinafter also referred to as Na in a can) enclosed in an aluminum can was used. The addition amount was such that Na in a can (the amount of Na per piece was 25 g) was wrapped in aluminum foil, and two pieces of this were added by immersing them in a molten metal using a phosphorizer. The molten metal temperature when Na was added and the holding time from the addition of Na to the pouring were the conditions shown in Table 2. The alloy composition of the molten metal of each example immediately before casting had the values shown in Table 1. A solid-state emission spectroscopic analyzer (Thermo Scientific) was used to analyze the alloy components.
（鋳型）
以上の工程で得られた溶湯を鋳造する鋳型は、大別して２つの種類を使用した。図６は第１の種類の鋳型の概略図であり、図６（ａ）は正面、図６（ｂ）は側面の概略図である。第１の種類の鋳型（以下、舟型ともいう。）は、上側の幅ｗ１と下側の幅ｗ２の寸法と、鋳鉄製または銅製の異なる鋳型材料を組み合わせた、さらに３種類の舟型を用いた。幅ｗ１および幅ｗ２の寸法と鋳型材料との組み合わせを示した舟型の仕様を表１に示す。舟型Ａはｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの鋳鉄製、舟型Ｂ１はｗ１＝３３ｍｍ、ｗ２＝２３ｍｍの純銅製、舟型Ｂ２はｗ１＝２８ｍｍ、ｗ２＝１８ｍｍの純銅製、舟型Ｂ３はｗ１＝２０ｍｍ、ｗ２＝１０ｍｍの純銅製とした。
(template)
The molds for casting the molten metal obtained in the above steps were roughly classified into two types. 6A and 6B are schematic views of the first type of mold, FIG. 6A is a front view, and FIG. 6B is a side view. The first type of mold (hereinafter, also referred to as a boat type) has three types of boat types in which dimensions of an upper width w1 and a lower width w2 and different mold materials made of cast iron or copper are combined. Using. Table 1 shows the boat-shaped specifications showing the combinations of the width w1 and width w2 dimensions and the mold material. The boat type A is made of cast iron with w1=33 mm and w2=23 mm, the boat type B1 is made of pure copper with w1=33 mm and w2=23 mm, the boat type B2 is made of pure copper with w1=28 mm and w2=18 mm, and the boat type B3 is w1. =20 mm and w2=10 mm made of pure copper.
図８は第２の種類の鋳型の概略図であり、図８（ａ）は正面、図８（ｂ）は側面の概略図である。第２の種類の鋳型（以下、金型Ｃともいう。）は図８（ｂ）中のＰＬで示される鉛直方向の縦見切りの鋳型である。材質は純銅とし、上記した舟型の仕様と併せて表１に示す。 FIG. 8 is a schematic view of the second type of mold, FIG. 8(a) is a front view, and FIG. 8(b) is a side view. The second type of mold (hereinafter, also referred to as a mold C) is a vertical parting mold in the vertical direction indicated by PL in FIG. 8B. The material is pure copper and is shown in Table 1 together with the above-mentioned boat type specifications.
（鋳造部材）
第１の種類の鋳型（舟型）および第２の種類の鋳型（金型Ｃ）に溶湯を重力鋳造して鋳造部材を作製した。図７は第１の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材の形状と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図７（ａ）は正面、図７（ｂ）は側面の概略形状である。また、図９は第２の種類の鋳型に鋳造された鋳造部材と各種試験片を採取する位置を示す概略図であり、図９（ａ）は正面、図９（ｂ）は側面の概略形状である。以下、舟型Ａに鋳造された鋳造部材を部材Ａとよぶ。また、舟型Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３に鋳造された鋳造部材をそれぞれ部材Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３とよび、これらを舟型材と総称する。また金型Ｃに鋳造された鋳造部材を部材Ｃとよぶ。以上の鋳造部材の名称を前述した鋳型の名称と併せて表１に示す。また、各実施例における注湯温度と注湯した鋳型を表２に示す。
(Casting member)
A molten metal was gravity-cast into a first type mold (boat type) and a second type mold (die C) to produce a cast member. FIG. 7 is a schematic view showing the shape of a casting member cast in a first type of mold and the position for collecting various test pieces. FIG. 7(a) is a front view, and FIG. 7(b) is a schematic side view. Is. Further, FIG. 9 is a schematic view showing a casting member cast in a second type of mold and a position for collecting various test pieces. FIG. 9A is a front view, and FIG. 9B is a side view. Is. Hereinafter, the cast member cast into the boat shape A is referred to as a member A. Further, the cast members cast into the boat shapes B1, B2, B3 are referred to as members B1, B2, B3, respectively, and are collectively referred to as boat-shaped members. Further, a cast member cast in the mold C is referred to as a member C. The names of the above cast members are shown in Table 1 together with the names of the above-mentioned casting members. Table 2 shows the pouring temperature and the casting mold in each example.
（含有水素量の測定）
溶湯が凝固した後の含有水素量の測定は、真空溶融抽出法によるガス量測定装置（(株)共立製）を用いて測定した。
(Measurement of hydrogen content)
The amount of hydrogen contained after the molten metal was solidified was measured using a gas amount measuring device by vacuum melting extraction method (manufactured by Kyoritsu Co., Ltd.).
（冷却速度の測定方法）
舟型、および金型Ｃへの溶湯の鋳造にあたっては熱電対を挿入して、凝固過程における溶湯の温度を測定した。各鋳造部材における熱電対の位置ＴＣを図７および図９に示す。舟型材においては略中央部であって底面ＢＬを基準として１０ｍｍの高さ位置、部材Ｃにおいてはφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２の略中央であって底面ＢＬを基準として６．５ｍｍの位置とした。また、図１１は溶湯の冷却曲線から冷却速度を算出する方法を説明する図である。冷却速度は、測定された冷却曲線５において鋳込み後に溶湯が６００℃に到達してから５８０℃まで低下するまで区間の冷却速度とした。すなわち６００℃と５８０℃の温度差Δθ（＝２０℃）を、６００℃到達から５８０℃到達までの経過時間Δｔ（ｓ）で除したΔθ／Δｔ（℃／ｓ）として求めた。各実施例の冷却速度の測定結果は表２に示す。
(Measuring method of cooling rate)
When casting the molten metal into the boat shape and the mold C, a thermocouple was inserted to measure the temperature of the molten metal during the solidification process. The position TC of the thermocouple in each cast member is shown in FIGS. 7 and 9. In the boat-shaped material, it is at a substantially central portion and at a height position of 10 mm with reference to the bottom surface BL, and with member C, at a substantially center of a substantially round bar-shaped portion Y2 having a diameter of 13 mm and at a position of 6.5 mm with respect to the bottom surface BL. And Further, FIG. 11 is a diagram illustrating a method of calculating the cooling rate from the cooling curve of the molten metal. The cooling rate was the cooling rate of the section in the measured
（熱処理）
舟型材および部材Ｃは、大気雰囲気中でＴ６熱処理を行った。Ｔ６熱処理の溶体化処理温度と時間、および時効処理温度と時間は表２に示す条件とした。
(Heat treatment)
The boat shape member and the member C were subjected to T6 heat treatment in the air atmosphere. The solution treatment temperature and time of the T6 heat treatment and the aging treatment temperature and time were set to the conditions shown in Table 2.
（機械的性質の評価方法）
図７および図９に示すこれらの鋳造部材から以下の所定の形状の試験片を採取し、機械的性質として、ヤング率、シャルピー衝撃値、引張試験による０．２％耐力と破断伸びを評価した。試験片の採取部位は網掛けで示す領域とした。すなわち舟型材からは図７における底面ＢＬを基準として５ｍｍから２０ｍｍまでの高さの部位Ｙ１から採取し、部材Ｃでは図９におけるφ１３ｍｍの略丸棒形状の部位Ｙ２から採取した。
(Mechanical property evaluation method)
From these cast members shown in FIGS. 7 and 9, test pieces having the following predetermined shapes were sampled, and as mechanical properties, Young's modulus, Charpy impact value, 0.2% proof stress by tensile test and elongation at break were evaluated. .. The sampling site of the test piece was a shaded area. That is, from the boat-shaped material, it was sampled from the site Y1 having a height of 5 mm to 20 mm with reference to the bottom surface BL in FIG. 7, and the member C was sampled from the site Y2 having a substantially round bar shape of 13 mm in FIG.
ヤング率は幅１０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ４ｍｍの試験片とし、自由共振式弾性率測定装置（型式ＪＥ２−ＲＴ、日本テクノプラス製）を用いて測定した。シャルピー衝撃値は幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍ×厚さ３ｍｍのノッチ無しの試験片を、シャルピー衝撃試験機（藤井精機製、５０Ｊ）を用いて、室温において衝撃速度３．４ｍ／ｓで行った。図１０は引張試験片の概略形状である。図１０（ａ）は上面図であり、全長を８０ｍｍ、全幅を１０ｍｍ、平行部の長さを３２ｍｍ、平行部の幅を６．５ｍｍとした。図１０（ｂ）は側面図であり、厚さは４ｍｍとした。引張試験は万能試験機（インストロン社製、５０ｋＮ）を用いて、標点距離２５ｍｍとし、室温において２ｍｍ／ｍｉｎ．のクロスヘッドスピードで行った。 The Young's modulus was a test piece having a width of 10 mm, a length of 80 mm, and a thickness of 4 mm, and was measured using a free resonance type elastic modulus measuring device (model JE2-RT, manufactured by Nippon Technoplus). For the Charpy impact value, a notched test piece having a width of 10 mm, a length of 55 mm and a thickness of 3 mm was used at room temperature at an impact speed of 3.4 m/s using a Charpy impact tester (manufactured by Fujii Seiki Co., Ltd., 50J). FIG. 10 is a schematic shape of a tensile test piece. FIG. 10A is a top view, where the total length is 80 mm, the total width is 10 mm, the parallel portion length is 32 mm, and the parallel portion width is 6.5 mm. FIG. 10B is a side view, and the thickness is 4 mm. In the tensile test, a universal tester (manufactured by Instron Co., Ltd., 50 kN) was used, the gauge length was set to 25 mm, and the room temperature was 2 mm/min. I went at crosshead speed.
（ミクロ組織観察）
また、舟型材および部材Ｃのミクロ組織観察を行った。舟型材は図７において底部位置ＢＬから１０ｍｍの位置の面、部材Ｃは図７において底部ＢＬから５ｍｍの位置の面が観察面となるように小片を採取して樹脂に埋め込み、ＳｉＣ研磨紙にて粗研磨後、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨してミクロ組織観察用試料を調製した。観察は光学顕微鏡（倒立型金属顕微鏡、オリンパス製）を用い、必要に応じて走査型電子顕微鏡（型番ＳＵ７０、日立ハイテクノロジーズ製）を用いて行った。また、円相当径などのミクロ組織の定量測定には、必要に応じて画像解析装置（商品名「Ａ像くん」、旭化成エンジニアリング製）を使用して行った。最大の共晶Ｓｉ粒子の最大幅、共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離、および気泡の数は任意の５視野で測定した。特に共晶Ｓｉ粒子同士の平均距離の算出にあたっては十分に計測できる倍率（例えば１０００倍）で観察し、図４で説明した線分３は、少なくとも３個以上の共晶Ｓｉ粒子を横切る長さで縦、横、斜めに合計５本引いて計測した。
(Microstructure observation)
Further, the microstructure of the boat-shaped material and the member C was observed. The boat-shaped material is a surface 10 mm from the bottom position BL in FIG. 7, and the member C is a small piece that is embedded in resin so that the
表２に本発明の実施例１〜１０の合金成分の組成と含有水素量、ミクロ組織および製造条件および機械的性質を示す。 Table 2 shows the composition, hydrogen content, microstructure, manufacturing conditions and mechanical properties of the alloy components of Examples 1 to 10 of the present invention.
（実施例１）
実施例１はＳｉ＝１２．９％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１３％、Ｐ＝０．００３６％（３６ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２４７％（２４７ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１７ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７００℃、保持時間は３０ｍｉｎ．以下、注湯温度は６７０℃で舟型Ａに冷却速度２２℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．３ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は１９４ＭＰａ、破断伸びは１２．４％、シャルピー衝撃値は３６Ｊ／ｃｍ２であった。図１は実施例１のミクロ組織写真である。
(Example 1)
Example 1 has Si=12.9%, Mg=0.33%, Ti=0.13%, P=0.0036% (36 ppm), Na=0.0247% (247 ppm), Al and inevitable impurities. The hydrogen content was 0.17 cm 3 /100 g Al, and the P addition conditions were as follows: melt temperature 700° C., holding time 60 min. , Na was added at a molten metal temperature of 700° C. for a holding time of 30 min. Hereinafter, the pouring temperature is 670° C. and the member A is poured into the boat A at a cooling rate of 22° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 60 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 3.6 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . Also, T6 heat treatment of solution treatment 540° C.×4.0 h, aging treatment 180° C.×0.3 h, 0.2% yield strength 194 MPa, elongation at break 12.4%, Charpy impact value 36 J/cm 2 . there were. FIG. 1 is a microstructure photograph of Example 1.
（実施例２）
実施例２は冷却速度が１８℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．７μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１３９ＭＰａ、破断伸びは１２．０％、シャルピー衝撃値は２３Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 2)
Example 2 is a member A manufactured under the same conditions as in Example 1 except that the cooling rate was 18° C./s and the aging treatment was 150° C.×0.5 h. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 48 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 3.7 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 139 MPa, the elongation at break was 12.0%, and the Charpy impact value was 23 J/cm 2 .
（実施例３）
実施例３は冷却速度が２２℃／ｓ、時効処理が１５０℃×０ｈであった以外は、実施例２と同様の条件で製造した部材Ａである。ここで時効処理の時間が０ｈとは、時効温度到達直後に放冷したことを表す。実施例３の最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６２μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．４μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１２９ＭＰａ、破断伸びは１５．０％、シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 3)
Example 3 is a member A manufactured under the same conditions as in Example 2 except that the cooling rate was 22° C./s and the aging treatment was 150° C.×0 h. Here, the time of the aging treatment being 0 h means that the aging treatment was allowed to cool immediately after reaching the aging temperature. In Example 3, the maximum width of primary crystal Si particles was 62 μm, the average distance between eutectic Si particles was 3.4 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . .. The 0.2% proof stress was 129 MPa, the elongation at break was 15.0%, and the Charpy impact value was 20 J/cm 2 .
（実施例４）
実施例４は金型Ｃに鋳造され、冷却速度が４５℃／ｓ、時効処理時間が０．５ｈであった以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２４６ＭＰａ、破断伸びは１３．１％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 4)
Example 4 is a member C cast in a mold C and manufactured under the same conditions as in Example 1 except that the cooling rate was 45° C./s and the aging treatment time was 0.5 h. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 8 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 0.3 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 246 MPa, the elongation at break was 13.1%, and the Charpy impact value was 45 J/cm 2 .
（実施例５）
実施例５はＳｉ＝１４．０％、Ｍｇ＝０．３２％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２０％（２０ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０３２０％（３２０ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．２１ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度２０℃／ｓで注湯された以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は９０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．９μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１９８ＭＰａ、破断伸びは５．２％、シャルピー衝撃値は１７Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 5)
In Example 5, Si=14.0%, Mg=0.32%, Ti=0.14%, P=0.020% (20 ppm), Na=0.0320% (320 ppm), Al and inevitable impurities. The member A was manufactured under the same conditions as in Example 1 except that the hydrogen content was 0.21 cm 3 /100 g Al and the molten metal was poured at a cooling rate of 20° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 90 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 2.9 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 198 MPa, the elongation at break was 5.2%, and the Charpy impact value was 17 J/cm 2 .
（実施例６）
実施例６はＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１５％、Ｐ＝０．００２９％（２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２７４％（２７４ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１４ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、冷却速度１７℃／ｓで注湯され、時効処理１８０℃×０．５ｈとした以外は実施例１と同様の条件で製造した部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は７７μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は４．０μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは６．９％、シャルピー衝撃値は２４Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 6)
In Example 6, Si=12.8%, Mg=0.31%, Ti=0.15%, P=0.0029% (29 ppm), Na=0.0274% (274 ppm), Al and inevitable impurities. It was produced under the same conditions as in Example 1 except that the hydrogen content was 0.14 cm 3 /100 g Al, the melt was poured at a cooling rate of 17° C./s, and the aging treatment was 180° C.×0.5 h. It is member A. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 77 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 4.0 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 185 MPa, the breaking elongation was 6.9%, and the Charpy impact value was 24 J/cm 2 .
（実施例７）
実施例７は舟型Ｂ１に冷却速度が２１℃／ｓで鋳造された以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ１である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６８μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は３．６μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は２０８ＭＰａ、破断伸びは８．９％、シャルピー衝撃値は３０Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 7)
Example 7 is a member B1 manufactured under the same conditions as in Example 6 except that the boat type B1 was cast at a cooling rate of 21° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 68 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 3.6 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 208 MPa, the elongation at break was 8.9%, and the Charpy impact value was 30 J/cm 2 .
（実施例８）
実施例８はＭｇ＝０．３０％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００２７％（２７ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．０２８１％（２８１ｐｐｍ）、含有水素量０．１６ｃｍ３／１００ｇＡｌ、舟型Ｂ２に冷却速度が３０℃／ｓで鋳造され、時効処理１６５℃×０．８ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ２である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は２．２μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１２．５％、シャルピー衝撃値は３９Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 8)
In Example 8, Mg=0.30%, Ti=0.14%, P=0.0027% (27 ppm), Na=0.0281% (281 ppm), hydrogen content 0.16 cm 3 /100 g Al, boat shape The member B2 was manufactured under the same conditions as in Example 6 except that the cooling rate was 30° C./s in B2 and the aging treatment was 165° C.×0.8 h. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 45 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 2.2 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 185 MPa, the breaking elongation was 12.5%, and the Charpy impact value was 39 J/cm 2 .
（実施例９）
実施例９は舟型Ｂ３に冷却速度が３５℃／ｓで鋳造され、時効処理１８０℃×０．３ｈとした以外は、実施例６と同様の条件で製造した部材Ｂ３である。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は３１μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。０．２％耐力は２０２ＭＰａ、破断伸びは１４．５％、シャルピー衝撃値は４５Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 9)
Example 9 is a member B3 manufactured under the same conditions as in Example 6 except that the boat type B3 was cast at a cooling rate of 35° C./s and the aging treatment was 180° C.×0.3 h. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 31 μm, the average distance between eutectic Si particles was 1.5 μm, and the number of bubbles having an equivalent circle diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 202 MPa, the elongation at break was 14.5%, and the Charpy impact value was 45 J/cm 2 .
（実施例１０）
実施例１０は金型Ｃに冷却速度が３９℃／ｓで鋳造された以外は、実施例８と同様の条件で製造した部材Ｃである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は２０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は０．５μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また０．２％耐力は１８５ＭＰａ、破断伸びは１６．４％、シャルピー衝撃値は５２Ｊ／ｃｍ２であった。
(Example 10)
Example 10 is a member C manufactured under the same conditions as in Example 8 except that the mold C was cast at a cooling rate of 39° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 20 μm, the average distance between eutectic Si particles was 0.5 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . The 0.2% proof stress was 185 MPa, the elongation at break was 16.4%, and the Charpy impact value was 52 J/cm 2 .
［比較例］
次に、比較例ついても表２に示す。特に記載のない製造条件等は実施例に同じである。
[Comparative example]
Next, Table 2 also shows comparative examples. Manufacturing conditions and the like that are not particularly described are the same as those in the examples.
（比較例１）
比較例１はＳｉ＝１３．２％、Ｍｇ＝０．３１％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．０１２９％（１２９ｐｐｍ）、Ｎａ＝０．００９１％（９１ｐｐｍ）、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝１．２０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間６０ｍｉｎ．、Ｎａの添加条件は溶湯温度７５０℃、保持時間は１２０ｍｉｎ．、注湯温度は７００℃で舟型Ａに冷却速度２４℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は６５μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１．３μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は１．７５個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２０ＭＰａ、破断伸びは３．０％、シャルピー衝撃値は１０Ｊ／ｃｍ２であった。図５は比較例１のミクロ組織写真である。
(Comparative Example 1)
Comparative Example 1 is Si=13.2%, Mg=0.31%, Ti=0.14%, P=0.129% (129 ppm), Na=0.0091% (91 ppm), Al and inevitable impurities. The hydrogen content was 1.20 cm 3 /100 g Al, and the addition conditions of P were the melt temperature 800° C. and the holding time 60 min. , Na is added under the conditions of a molten metal temperature of 750° C. and a holding time of 120 min. The pouring temperature is 700° C. and the member A is poured into the boat A at a cooling rate of 24° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 65 μm, the average distance between eutectic Si particles was 1.3 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was 1.75 cells/mm 2 . In addition, T6 heat treatment of solution treatment 540° C.×4.0 h, aging treatment 180° C.×0.5 h, 0.2% proof stress 220 MPa, elongation at break 3.0%, Charpy impact value 10 J/cm 2 . there were. FIG. 5 is a microstructure photograph of Comparative Example 1.
（比較例２）
比較例２はＮａを添加しなかった例である。すなわちＳｉ＝１２．８％、Ｍｇ＝０．３３％、Ｔｉ＝０．１４％、Ｐ＝０．００９０％（９０ｐｐｍ）、Ｎａは０．０００１％（１ｐｐｍ）未満、Ａｌおよび不可避的不純物からなり、含有水素量＝０．１０ｃｍ３／１００ｇＡｌであって、Ｐの添加条件は溶湯温度８００℃、保持時間４５ｍｉｎ．、注湯温度は７７０℃で、舟型Ａに冷却速度２３℃／ｓで注湯された部材Ａである。最大の初晶Ｓｉ粒子の最大幅は４０μｍ、共晶Ｓｉ同士の平均距離は１４．８μｍ、円相当径２０μｍ以上の気泡の数は観察されない、すなわち０個／ｍｍ２であった。また、溶体化処理５４０℃×４．０ｈ、時効処理１８０℃×０．５ｈのＴ６熱処理で、０．２％耐力は２２７ＭＰａ、破断伸びは２．０％、シャルピー衝撃値は８Ｊ／ｃｍ２であった。
(Comparative example 2)
Comparative Example 2 is an example in which Na was not added. That is, Si=12.8%, Mg=0.33%, Ti=0.14%, P=0.0090% (90 ppm), Na less than 0.0001% (1 ppm), consisting of Al and inevitable impurities. , Hydrogen content=0.10 cm 3 /100 g Al, and the addition conditions of P are as follows: melt temperature 800° C., holding time 45 min. The pouring temperature is 770° C., and the member A is poured into the boat shape A at a cooling rate of 23° C./s. The maximum width of the maximum primary crystal Si particles was 40 μm, the average distance between the eutectic Si particles was 14.8 μm, and the number of bubbles having a circle equivalent diameter of 20 μm or more was not observed, that is, 0/mm 2 . Further, in T6 heat treatment of solution treatment 540° C.×4.0 h, aging treatment 180° C.×0.5 h, 0.2% proof stress is 227 MPa, elongation at break is 2.0%, Charpy impact value is 8 J/cm 2 . there were.
表１
表２
注：（１）残部はＡｌおよび不可避的不純物である。
（２）Ｎａの欄における「−」は不可避的不純物として０．０００１％未満のＮａを含む。
Note: (1) The balance is Al and inevitable impurities.
(2) "-" in the column of Na contains less than 0.0001% Na as an unavoidable impurity.
表２（つづき）
Table 2 (continued)
表２（つづき）
表２（つづき）
注：（３）時効処理の時間の欄における値「０」は時効処理温度に到達した直後に放冷したことを表す。
Note: (3) The value "0" in the column of aging treatment time means that the aging treatment temperature was allowed to cool immediately.
１（１１） 初晶Ｓｉ粒子
２（２１、２２、２３） 共晶Ｓｉ粒子
３ 線分
４ 気泡
５ 冷却曲線
1 (11) Primary Si particles 2 (21, 22, 23)
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